WO2014156606A1 - 低温靱性、伸び、および溶接性に優れた高強度鋼板、並びにその製造方法 - Google Patents

低温靱性、伸び、および溶接性に優れた高強度鋼板、並びにその製造方法 Download PDF

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文平 馬
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Definitions

  • the present invention relates to a high-strength steel plate excellent in low-temperature toughness, elongation, and weldability, and a method for producing the same.
  • the high-strength steel sheet according to the present invention includes, for example, penstock (hydraulic iron pipe), construction materials for undamaged buildings, etc .; various construction machines used in construction sites such as excavators, cranes, and scrapers. It is suitably used for applications.
  • Steel sheets used for construction materials, construction machinery, and other applications have high strength and good low temperature toughness in the base metal and welded joints, especially workability due to elongation so that they can withstand the harsh environment at the work site. , And excellent weldability is required.
  • the strength such as tensile strength and yield point and the elongation are in an inversely proportional relationship, and the elongation decreases when a high strength is to be secured.
  • a high preheating temperature is required at the time of welding, and the weldability is lowered. Therefore, until now, only a technique satisfying some of the above characteristics has been provided, and no technique having all the above characteristics has been provided.
  • Patent Document 1 discloses a steel sheet in which MA (Martensite-Austenite Constituent) is controlled as a high-strength steel sheet having excellent low-temperature toughness and a tensile strength of 980 MPa or more. .
  • MA Martensite-Austenite Constituent
  • Ceq carbon equivalent
  • solid solution amount of the alloy elements the size of Nb compounds and austenite grains in the steel, etc.
  • a steel sheet in which is controlled within a predetermined range is disclosed.
  • Patent Document 1 does not intend to improve the elongation.
  • Patent Document 2 as a high-strength steel plate having a tensile strength of 980 MPa or more excellent in elongation, Nb and Ti are added to the steel, the prior austenite grain size distribution is refined, and the prior austenite grain size distribution is controlled. A steel plate is disclosed. However, Patent Document 2 does not discuss low temperature toughness or weldability.
  • the present invention has been made in view of the above circumstances, and its purpose was excellent in low-temperature toughness, elongation, and weldability despite having high strength such as a tensile strength of 980 MPa or more and a yield point of 960 MPa or more.
  • An object of the present invention is to provide a high-strength steel plate and a method for producing the same.
  • a high-strength steel sheet having a tensile strength of 980 MPa or more and a yield point of 960 MPa or more excellent in low temperature toughness, elongation, and weldability according to the present invention that can achieve the above-mentioned problems is C: 0.125 to 0.15.
  • % (Meaning mass%, the same applies to chemical components), Si: 0.2 to 0.75%, Mn: 0.9 to 1.2%, Al: 0.03 to 0.06%, Cr: 0 .65 to 1%, Mo: 0.2 to 0.7%, V: 0.035 to 0.11%, Nb: more than 0% and 0.11% or less, B: 0.0005 to 0.002%, N: more than 0% and 0.006% or less, the balance is made of iron and inevitable impurities, and the metal structure is a tempered bainite structure, a tempered martensite structure, or a composite structure thereof.
  • the parameter shown is 20 or more, and is expressed by the following equation (2). Pcm value and has a gist where it is 0.28 or less.
  • the manufacturing method of the high strength steel plate according to the present invention that has achieved the above-mentioned problems and has excellent tensile strength with low temperature toughness, elongation, and weldability of 980 MPa or more and a yield point of 960 MPa or more is C: 0. 125-0.15%, Si: 0.2-0.75%, Mn: 0.9-1.2%, Al: 0.03-0.06%, Cr: 0.65-1%, Mo : 0.2 to 0.7%, V: 0.035 to 0.11%, Nb: over 0% to 0.11% or less, B: 0.0005 to 0.002%, N: over 0%.
  • the tensile strength is 980 MPa or more, the yield point. Although it has a high strength of 960 MPa or more, a high-strength steel sheet excellent in low-temperature toughness, elongation, and weldability can be realized.
  • the present inventor conducted extensive research in order to provide a high-strength steel sheet having all the above characteristics.
  • the parameter of the above formula (1) (0.5 ⁇ [Mo] + 121 ⁇ [V] + 15 ⁇ [Mn] + 0.5 ⁇ [Cr]) composed of the contents of Mo, V, Mn, and Cr ) was controlled to 20 or more, and the tensile strength was 980 MPa or more and the yield point was 960 MPa or more, and the elongation was improved to 13% or more in total elongation.
  • the present inventors examined a method for improving the elongation to 13% or more in total elongation while having a high strength with a tensile strength of 980 MPa or more and a yield point of 960 MPa or more.
  • the elongation of a steel sheet can be improved by accumulating the amount of dislocation during tension. Therefore, the present inventors have focused particularly on the elements Mo, V, Mn, and Cr from the viewpoint of forming carbides and fine cementite in the steel sheet and improving elongation by pinning dislocations.
  • the parameters represented by the above formula (1) are important requirements for realizing a high strength of 980 MPa or more and a yield point of 960 MPa or more and a high elongation of 13% or more in total elongation in the present invention. Therefore, the lower limit is set to 20 or more. A preferable lower limit is 25 or more, and more preferably 29 or more.
  • the low temperature toughness was improved by adding no Ti, that is, by making the composition at an impurity level. This is because when Ti nitride is formed by the addition of Ti, the hardenability is lowered due to the pinning effect at the time of quenching (Q time), and the low temperature toughness is lowered.
  • the amount of Ti in the present invention is substantially controlled to be approximately 0.005% or less.
  • the upper limit of the Pcm value is set to 0.28 or less.
  • the preferable upper limit is 0.27 or less, and more preferably 0.26 or less.
  • C is an element that generates carbides to pin dislocations and contributes to improvement in elongation. Moreover, the hardenability of a steel plate is improved and it contributes also to strength improvement.
  • the lower limit of the C content is set to 0.125% or more.
  • the minimum with preferable C content is 0.130% or more, More preferably, it is 0.135% or more.
  • the upper limit is made 0.15% or less.
  • the upper limit with preferable C content is 0.145% or less.
  • Si is an essential element for deoxidation of steel materials.
  • the lower limit of the Si content is set to 0.2% or more.
  • the minimum with preferable Si content is 0.3% or more.
  • the upper limit is made 0.75% or less.
  • the upper limit with preferable Si content is 0.7% or less, More preferably, it is 0.6% or less.
  • Mn is an element that contributes to improvement in elongation.
  • Mn is an element effective in suppressing C diffusion in cementite, and this suppresses coalescence aggregation of cementite, finely precipitates cementite, pins dislocations during tension, and improves elongation.
  • the lower limit of the Mn content is set to 0.9% or more.
  • the minimum with preferable Mn content is 0.95% or more, More preferably, it is 1.00% or more.
  • the upper limit of the Mn content is 1.2% or less.
  • the upper limit with preferable Mn content is 1.15% or less, More preferably, it is 1.10% or less.
  • Al 0.03-0.06%
  • Al is added as a deoxidizer for steel.
  • the lower limit of the Al content is set to 0.03% or more.
  • the minimum with preferable Al content is 0.035% or more.
  • the upper limit is made 0.06% or less.
  • the upper limit with preferable Al content is 0.055% or less.
  • Cr 0.65 to 1%
  • Cr is an element that contributes to improvement in elongation.
  • the lower limit of the Cr content is set to 0.65% or more.
  • the minimum with preferable Cr content is 0.70% or more.
  • the upper limit is made 1% or less.
  • the upper limit with preferable Cr content is 0.95% or less, More preferably, it is 0.90% or less.
  • Mo is an element contributing to elongation and strength improvement. Specifically, Mo is an element having a good affinity with C, and the amount of dislocations that can be accumulated by pinning dislocations by forming carbides is improved, and the elongation is increased. Further, the strength is improved by precipitation strengthening of Mo.
  • the lower limit of the Mo content is set to 0.2% or more.
  • a preferable lower limit of the Mo content is 0.23% or more.
  • the upper limit is made 0.7% or less.
  • the upper limit with preferable Mo content is 0.65% or less, More preferably, it is 0.60% or less.
  • V 0.035 to 0.11%
  • V is an element that contributes to elongation and strength improvement. Specifically, V increases the amount of dislocations that can be accumulated by forming carbides and pinning the dislocations, thereby improving elongation. Moreover, the strength is improved by precipitation strengthening of V.
  • the lower limit of the V content is set to 0.035% or more.
  • the minimum with preferable V content is 0.040% or more.
  • the upper limit is made 0.11% or less.
  • the upper limit with preferable V content is 0.10% or less, More preferably, it is 0.09% or less.
  • Nb is an element that contributes to improvement in strength and elongation. Specifically, the strength is increased by precipitation strengthening of Nb. Nb is an element that easily forms nitrides, and forms nitrides in a cluster form. Therefore, although the pinning effect of dislocations is lower than that of carbides such as Mo, the amount of dislocations that can be accumulated is improved and elongation is increased. Improve.
  • the preferable lower limit of Nb is set to 0.003% or more. More preferably it is 0.005% or more, and still more preferably 0.010% or more. However, if the Nb content is excessive, the weldability is deteriorated, so the upper limit is made 0.11% or less. The upper limit with preferable Nb content is 0.1% or less, More preferably, it is 0.09% or less.
  • B is an element that enhances hardenability and is effective in improving strength.
  • the lower limit of the B content is set to 0.0005% or more.
  • the minimum with preferable B content is 0.0006% or more.
  • the upper limit of the B content is set to 0.002% or less.
  • the upper limit with preferable B content is 0.0015% or less.
  • N is an element inevitably contained in the steel material. If the amount of N is too large, the base material toughness deteriorates due to the presence of solute N, so the upper limit of the N content is set to 0.006% or less. The upper limit with preferable N content is 0.005% or less. It is extremely difficult to make the N amount substantially zero.
  • the contained elements specified in the present invention are as described above, and the balance is iron and inevitable impurities.
  • elements such as P, S, Sn, As, and Pb may be allowed to be introduced in addition to the elements introduced depending on the situation of raw materials, materials, manufacturing equipment, and the like.
  • P and S are preferably suppressed as follows, for example.
  • P more than 0% and 0.02% or less
  • P causes temper embrittlement and lowers the toughness, so the amount is preferably as small as possible.
  • the upper limit of the P content is preferably suppressed to 0.02% or less, and more preferably 0.015% or less.
  • S is an impurity that causes temper embrittlement, and its amount is preferably as small as possible.
  • the S content is preferably suppressed to 0.01% or less, and more preferably 0.005% or less.
  • steel sheet of the present invention may contain the following selective components as necessary.
  • Cu more than 0% and less than 0.5%
  • Ni more than 0% and less than 2%
  • Cu and Ni are both effective elements for increasing the strength by solid solution strengthening. These may be added alone or in combination.
  • the steel sheet of the present invention is composed of tempered bainite, tempered martensite, or a composite structure thereof as a metal structure.
  • a predetermined tempering process is performed after quenching, and the tempered structure is formed as described above.
  • the steel sheet of the present invention is excellent in all of strength, low temperature toughness, elongation, and weldability.
  • the steel sheet of the present invention has a high strength, that is, a tensile strength of 980 MPa or more, preferably 1000 MPa or more. Furthermore, the steel sheet of the present invention has a yield point of 960 MPa or more, preferably 980 MPa or more.
  • the steel sheet of the present invention has high elongation (total elongation) despite its high strength as described above.
  • the range of elongation varies depending on the plate thickness, the shape of the test piece, and the like.
  • the elongation (total elongation) satisfies 13% or more, preferably 15% or more.
  • the steel sheet of the present invention is excellent in low temperature toughness. Specifically, when the low-temperature toughness is evaluated by the method described in the examples described later, it satisfies 50 J or more, preferably 60 J or more at ⁇ 20 ° C.
  • the steel sheet of the present invention is excellent in weldability.
  • the Pcm value represented by the above formula (2) satisfies 0.28 or less, preferably 0.27 or less.
  • the steel sheet is obtained by heating and rolling a steel satisfying the above-described composition, then air-cooling to room temperature, further heating to 900 ° C. or higher, and performing a tempering treatment at a temperature of 400 ° C. to 600 ° C. There is a feature.
  • the heating temperature (Q temperature) and the tempering temperature (T temperature) during quenching are important to appropriately control the heating temperature (Q temperature) and the tempering temperature (T temperature) during quenching.
  • the heating temperature during quenching is 900 ° C. or higher.
  • the heating temperature at the time of quenching is lower than 900 ° C., there is a problem that the strength is lowered.
  • it is 910 degreeC or more, More preferably, it is 915 degreeC or more.
  • Quenching conditions are not particularly limited except that the temperature is controlled within the above temperature range, and further preferably within the above preferable holding temperature. For example, it is recommended to perform the quenching by water quenching.
  • a tempering process is performed at a temperature of 400 ° C. to 600 ° C. (T temperature). If the tempering temperature is less than 400 ° C., the tempering effect cannot be obtained.
  • a preferable tempering temperature is 430 ° C. or higher, more preferably 450 ° C. or higher. On the other hand, when the tempering temperature exceeds 600 ° C., there is a problem that the strength is lowered.
  • a preferable tempering temperature is 580 ° C. or lower, more preferably 560 ° C. or lower.
  • the method of the present invention is characterized by quenching treatment and tempering treatment, and other steps are not particularly limited, and a commonly used method can be appropriately adopted so that a desired steel sheet can be obtained.
  • the preferred production method recommended in the present invention is as follows.
  • steel that satisfies the above components is melted and heated and rolled (hot rolled).
  • the hot rolling is preferably performed at a temperature of about 700 to 1100 ° C., for example.
  • the sheet thickness after rolling is preferably about 12 to 25 mm.
  • the steel After the rolling, the steel is air-cooled to room temperature in the air, and then subjected to the quenching and tempering treatments described above.
  • a steel ingot having the composition shown in the following Table 1 (the balance is iron and inevitable impurities, and the unit means mass%) is melted by a normal vacuum melting method, and the steel ingot is heated at 1100 ° C. Hot rolled at a temperature to obtain a hot rolled plate having a thickness of 12 to 25 mm. Next, after reheating and quenching at the Q temperature shown in Table 1, the steel was tempered at the T temperature shown in Table 1, and then air-cooled to room temperature in the atmosphere to produce each steel sheet.
  • TS tensile strength
  • YP yield point
  • EL elongation
  • vE -20 (Ave) low temperature toughness
  • Tensile strength (TS) is obtained by collecting JIS Z2201 No. 5 test pieces in the direction perpendicular to the rolling direction from t (plate thickness) / 4 part of each steel plate and performing a tensile test in accordance with the procedure of JIS Z2241. , Yield point (YP), and total elongation (EL) were measured. And the thing with a tensile strength (TS) of 980 MPa or more, a yield point (YP) of 960 MPa or more, and an elongation (EL) of 13.0% or more was evaluated as passing as having high strength and high elongation.
  • Test pieces were collected from t (plate thickness) / 4 sites of each steel plate, observed at 400 times using an optical microscope, photographed, and image analysis was performed to observe the structure. As a result, only a composite structure of 100% tempered bainite and tempered martensite was recognized in total, and other structures were not recognized.
  • No. Nos. 8 to 14 lack any of the requirements defined in the present invention.
  • No. 8 is an example where the quenching (Q) temperature is low. As a result, the tensile strength (TS) and the yield point (YP) were lowered.
  • No. 9 is an example in which the parameter indicated by the above equation (1) is outside the specified range of the present invention. As a result, although the tensile strength (TS) and the yield point (YP) were secured, the elongation (EL) was low.
  • No. 10 is an example in which the parameter indicated by the above formula (1) is within the specified range of the present invention, but the Pcm value indicated by the above formula (2) is outside the specified range of the present invention, that is, the low temperature cracking property is inferior. Is an inferior example.
  • No. 11 is an example in which the content of Mn is low, B is not added, and the parameter represented by the above formula (1) is outside the specified range of the present invention.
  • the tensile strength (TS) and the yield point (YP) were lowered.
  • the strength is low, the elongation (EL) is satisfactory.
  • No. No. 12 had a high tempering (T) temperature, so that the tensile strength (TS) and the yield point (YP) were low although other conditions were satisfied.
  • No. 13 is an example of simulating the steel sheet described in Patent Document 2. Addition of Ti decreased hardenability and low temperature toughness.
  • No. No. 14 is a steel type No. described in Patent Document 1 above.
  • Nb was not added, so that high strength was satisfied, but elongation (EL) was low.

Abstract

　低温靱性、伸び、および溶接性に優れた高強度鋼板、並びにその製造方法を提供する。本発明の鋼板は、所定の鋼中成分および焼戻し組織を有すると共に、下記（１）式で示されるパラメータが２０以上であり、且つ下記（２）式で示されるＰｃｍ値が０．２８以下である。　０．５×［Ｍｏ］＋１２１×［Ｖ］＋１５×［Ｍｎ］＋０．５×［Ｃｒ］・・・（１）　Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋（［Ｓｉ］／３０）＋（［Ｍｎ］／２０）＋（［Ｃｕ］／２０）＋（［Ｎｉ］／６０）＋（［Ｃｒ］／２０）＋（［Ｍｏ］／１５）＋（［Ｖ］／１０）＋５×［Ｂ］・・・（２）

Description

低温靱性、伸び、および溶接性に優れた高強度鋼板、並びにその製造方法
　本発明は、低温靱性、伸び、および溶接性に優れた高強度鋼板、並びにその製造方法に関する。より詳しくは、本発明に係る高強度鋼板は、例えば、ペンストック（水圧鉄管）、無損傷建物向け等の建設材；ショベル、クレーン、スクレイパーなどの工事現場などで使用される建設機械などの各種用途に好適に用いられる。
　建設材や建設機械などの用途に用いられる鋼板は、作業現場での過酷な環境下に耐えられるよう、高い強度、母材および溶接継手部での良好な低温靱性、特に伸びに起因する加工性、および溶接性のすべてに優れることが要求される。しかし、一般的に引張強度、降伏点などの強度と伸びは反比例の関係にあり、高い強度を確保しようとすると伸びは低下する。また、高強度化には強度向上成分を多く添加する必要があるため、溶接時に高い予熱温度が必要となり、溶接性が低下する。従って、これまでは、上記特性の幾つかを満足する技術が提供されているだけであり、上記特性を全て兼ね備えた技術は提供されていない。
　例えば、特許文献１には、低温靱性に優れた引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板として、ＭＡ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ－Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ　Ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ（マルテンサイト－オーステナイトの混合組織））等を制御した鋼板が開示されている。詳細には、ＭＡの形成抑制パラメータ（ＭＰ値）、炭素当量（Ｃｅｑ）、合金元素の固溶量を満たすように鋼中成分を制御すると共に、鋼中のＮｂ化合物やオーステナイト粒の大きさ等を所定の範囲に制御した鋼板が開示されている。しかし、上記特許文献１では、伸びの向上は意図していない。
　また、特許文献２には、伸びに優れた引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板として、鋼中にＮｂやＴｉを添加すると共に、旧オーステナイト粒径を微細化し、旧オーステナイト粒径分布が制御された鋼板が開示されている。しかし、上記特許文献２では、低温靱性や溶接性について検討されていない。
特開２０１２－７７３４０号公報 特開２００９－２４２８３２号公報
　上述したように建設機械などに用いられる鋼板として、引張強度、降伏点などの強度、低温靱性、伸び、および溶接性のすべてに優れる鋼板の提供が切望されている。
　本発明は上記事情に鑑みてなされたものであり、その目的は、引張強度が９８０ＭＰａ以上、降伏点が９６０ＭＰａ以上の高い強度を有するにもかかわらず、低温靱性、伸び、および溶接性に優れた高強度鋼板、およびその製造方法を提供することにある。
　上記課題を達成し得た本発明に係る、低温靱性、伸び、および溶接性に優れた引張強度が９８０ＭＰａ以上、且つ降伏点が９６０ＭＰａ以上の高強度鋼板は、Ｃ：０．１２５～０．１５％（質量％の意味。化学成分について以下同じ）、Ｓｉ：０．２～０．７５％、Ｍｎ：０．９～１．２％、Ａｌ：０．０３～０．０６％、Ｃｒ：０．６５～１％、Ｍｏ：０．２～０．７％、Ｖ：０．０３５～０．１１％、Ｎｂ：０％超え０．１１％以下、Ｂ：０．０００５～０．００２％、Ｎ：０％超え０．００６％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、金属組織が焼戻しベイナイト組織、焼戻しマルテンサイト組織、またはこれらの複合組織であり、下記（１）式で示されるパラメータが２０以上であり、且つ、下記（２）式で示されるＰｃｍ値が０．２８以下であるところに要旨を有するものである。
　０．５×［Ｍｏ］＋１２１×［Ｖ］＋１５×［Ｍｎ］＋０．５×［Ｃｒ］・・・（１）
　Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋（［Ｓｉ］／３０）＋（［Ｍｎ］／２０）＋（［Ｃｕ］／２０）＋（［Ｎｉ］／６０）＋（［Ｃｒ］／２０）＋（［Ｍｏ］／１５）＋（［Ｖ］／１０）＋５×［Ｂ］・・・（２）
　式中、［　　］は、鋼中の各成分の含有量（質量％）を意味する。
　また、上記課題を達成し得た本発明に係る、低温靱性、伸び、および溶接性に優れた引張強度が９８０ＭＰａ以上、且つ降伏点が９６０ＭＰａ以上の高強度鋼板の製造方法は、Ｃ：０．１２５～０．１５％、Ｓｉ：０．２～０．７５％、Ｍｎ：０．９～１．２％、Ａｌ：０．０３～０．０６％、Ｃｒ：０．６５～１％、Ｍｏ：０．２～０．７％、Ｖ：０．０３５～０．１１％、Ｎｂ：０％超え０．１１％以下、Ｂ：０．０００５～０．００２％、Ｎ：０％超え０．００６％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、下記（１）式で示されるパラメータが２０以上、且つ、下記（２）式で示されるＰｃｍ値が０．２８以下である鋼を加熱圧延した後、室温まで空冷し、さらに９００℃以上に加熱して焼入れ処理を行った後、４００℃～６００℃の温度で焼戻し処理を行うところに要旨を有するものである。
　０．５×［Ｍｏ］＋１２１×［Ｖ］＋１５×［Ｍｎ］＋０．５×［Ｃｒ］・・・（１）
　Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋（［Ｓｉ］／３０）＋（［Ｍｎ］／２０）＋（［Ｃｕ］／２０）＋（［Ｎｉ］／６０）＋（［Ｃｒ］／２０）＋（［Ｍｏ］／１５）＋（［Ｖ］／１０）＋５×［Ｂ］・・・（２）
　式中、［　　］は、鋼中の各成分の含有量（質量％）を意味する。
　本発明によれば、鋼中成分、並びにＭｏ、Ｖ、Ｍｎ、およびＣｒの含有量から構成される上記（１）式のパラメータを適切に制御しているため、引張強度が９８０ＭＰａ以上、降伏点が９６０ＭＰａ以上の高い強度を有するにもかかわらず、低温靱性、伸び、および溶接性に優れた高強度鋼板を実現することができる。
　本発明者は、上記特性を全て兼ね備えた高強度鋼板を提供するため、詳細に研究を重ねた。
　その結果、Ｍｏ、Ｖ、Ｍｎ、およびＣｒの含有量から構成される上記（１）式のパラメータ（０．５×［Ｍｏ］＋１２１×［Ｖ］＋１５×［Ｍｎ］＋０．５×［Ｃｒ］）を２０以上に制御することにより、引張強度が９８０ＭＰａ以上、降伏点が９６０ＭＰａ以上の高い強度を有しつつ、伸びも全伸びで１３％以上に向上することを見出した。
　まず本発明者らは、引張強度が９８０ＭＰａ以上、降伏点が９６０ＭＰａ以上の高い強度を有しつつ、伸びも全伸びで１３％以上に向上する方法について検討した。一般に、鋼板の伸びは引張り時の転位量を蓄積することで向上させることが可能である。そこで本発明者らは、鋼板中に炭化物および微細なセメンタイトを形成させ、転位をピン止めすることにより伸びを向上させるとの観点から、特にＭｏ、Ｖ、Ｍｎ、およびＣｒの元素に着目した。詳細には、（ｉ）Ｍｏ、Ｖの炭化物と、（ｉｉ）Ｍｎ、Ｃｒによるセメンタイト中のＣの拡散抑制を利用した微細セメンタイトの両方により、引張り時の転位を捕捉し、蓄積できる転位量を向上させるとの観点から検討した。その結果、上記（１）式で示すようにＭｏ、Ｖ、Ｍｎ、およびＣｒの含有量をパラメータ化すれば所期の目的が達成されることを見出した。これは、ＭｎおよびＣｒの適量添加によって微細な旧γ粒径が形成され、その結果、鋼板の強度が向上すること；更にＭｏおよびＶの適量添加によって微細なセメンタイトが生成し、その結果、伸び性が向上するためと推察される。
　このように上記（１）式で示されるパラメータは、本発明における引張強度が９８０ＭＰａ以上、降伏点が９６０ＭＰａ以上の高い強度と全伸びで１３％以上の高い伸びを実現するために重要な要件であり、そのために、その下限を２０以上とする。好ましい下限は２５以上であり、より好ましくは２９以上である。
　次に低温靱性の向上については、Ｔｉを添加しない、即ち不純物レベルの組成とすることで実現した。Ｔｉの添加によってＴｉ窒化物が生成すると、焼入れ時（Ｑ時）のピン止め効果により焼入れ性が低下し、低温靱性が低下するためである。本発明におけるＴｉ量は、実質的に、おおむね０．００５％以下に制御されている。
　更に溶接性の向上については、溶接割れ感受性指数として公知のパラメータである、上記（２）式で示されるＰｃｍ値を低減することで実現した。一般に、溶接部近傍、即ち溶接金属及び母材熱影響部に生じる低温割れは、Ｐｃｍ値と良好な相関関係を有しており、Ｐｃｍ値を低下すると、溶接時の予熱が低く抑えられ、その結果、低温割れを防止することができる。
　本発明では、良好な溶接性を確保するとの観点から、上記Ｐｃｍ値の上限を０．２８以下とした。Ｐｃｍ値は小さい程良く、好ましい上限は０．２７以下であり、より好ましくは０．２６以下である。
　更に、所望とする全て高いレベルで実現するためには、鋼板の化学成分も適切に制御する必要がある。
　［Ｃ：０．１２５～０．１５％］
　Ｃは、炭化物を生成して転位をピン止めし、伸び向上に寄与する元素である。また、鋼板の焼入れ性を向上させ、強度向上にも寄与する。これらの効果を有効に発揮させるため、Ｃ含有量の下限を０．１２５％以上とする。Ｃ含有量の好ましい下限は０．１３０％以上、より好ましくは０．１３５％以上である。しかしながら、Ｃ含有量が過剰になると溶接性が低下するため、その上限を０．１５％以下にする。Ｃ含有量の好ましい上限は０．１４５％以下である。
　［Ｓｉ：０．２～０．７５％］
　Ｓｉは鋼材の脱酸に不可欠の元素である。こうした効果を有効に発揮させるため、Ｓｉ含有量の下限を０．２％以上とする。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．３％以上である。しかしながら、Ｓｉ含有量が過剰になると溶接性が低下するため、その上限を０．７５％以下とする。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．７％以下、より好ましくは０．６％以下である。
　［Ｍｎ：０．９～１．２％］
　Ｍｎは伸び向上に寄与する元素である。詳細にはＭｎは、セメンタイト中のＣ拡散抑制に有効な元素であり、これにより、セメンタイトの合体凝集が抑制されてセメンタイトを微細に析出した状態にして引張り時に転位をピン止めし、伸びを向上させる。このような作用を有効に発揮させるためには、Ｍｎ含有量の下限は０．９％以上とする。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．９５％以上、より好ましくは１．００％以上である。しかしながら、Ｍｎ含有量が過剰になると、溶接性が低下するため、Ｍｎ含有量の上限を１．２％以下とする。Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．１５％以下、より好ましくは１．１０％以下である。
　［Ａｌ：０．０３～０．０６％］
　Ａｌは鋼材の脱酸剤として添加される。このような作用を有効に発揮させるため、Ａｌ含有量の下限を０．０３％以上とする。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０３５％以上である。しかし、Ａｌ含有量が０．０６％を超えて過剰になると鋼板における清浄性を阻害するため、その上限を０．０６％以下とする。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０５５％以下である。
　［Ｃｒ：０．６５～１％］
　ＣｒはＭｎと同様、伸び向上に寄与する元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Ｃｒ含有量の下限を０．６５％以上とする。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．７０％以上である。しかしながら、Ｃｒ含有量が過剰になると溶接性が損なわれるため、その上限を１％以下とする。Ｃｒ含有量の好ましい上限は０．９５％以下、より好ましくは０．９０％以下である。
　［Ｍｏ：０．２～０．７％］
　Ｍｏは、伸びおよび強度向上に寄与する元素である。詳細にはＭｏは、Ｃとの親和性が良い元素であり、炭化物を形成して転位をピン止めすることで蓄積できる転位量が向上し、伸びが高くなる。また、Ｍｏの析出強化によって強度も向上する。このような効果を有効に発揮させるため、Ｍｏ含有量の下限を０．２％以上とする。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．２３％以上である。しかし、Ｍｏを過剰に添加すると溶接性が劣化する原因となるため、その上限を０．７％以下とする。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．６５％以下、より好ましくは０．６０％以下である。
　［Ｖ：０．０３５～０．１１％］
　Ｖも上記Ｍｏと同様、伸びおよび強度向上に寄与する元素である。詳細にはＶは、炭化物を形成させ、転位をピン止めすることで蓄積できる転位量を向上させ、伸びを向上させる。また、Ｖの析出強化によって強度も向上する。このような効果を有効に発揮させるため、Ｖ含有量の下限を０．０３５％以上とする。Ｖ含有量の好ましい下限は０．０４０％以上である。しかし、Ｖ含有量が過剰になると、溶接性劣化の原因となるため、その上限を０．１１％以下とする。Ｖ含有量の好ましい上限は０．１０％以下、より好ましくは０．０９％以下である。
　［Ｎｂ：０％超え０．１１％以下］
　Ｎｂは、強度および伸びの向上に寄与する元素である。詳細にはＮｂの析出強化により、強度が高められる。また、Ｎｂは窒化物を生成し易い元素であり、クラスター状に窒化物を形成するため、Ｍｏなどの炭化物に比べて転位のピン止め効果は低いものの、蓄積できる転位量を向上させ、伸びを向上させる。このような効果を有効に発揮させるためには、Ｎｂの好ましい下限を０．００３％以上とする。より好ましくは０．００５％以上、更に好ましくは０．０１０％以上である。しかし、Ｎｂ含有量が過剰になると溶接性を劣化させるため、その上限を０．１１％以下とする。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．１％以下、より好ましくは０．０９％以下である。
　［Ｂ：０．０００５～０．００２％］
　Ｂは焼入れ性を高め、強度向上に有効な元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Ｂ含有量の下限を０．０００５％以上とする。Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００６％以上である。しかし、Ｂ量が過剰になると溶接性が劣化するため、Ｂ含有量の上限を０．００２％以下とする。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００１５％以下である。
　［Ｎ：０％超え０．００６％以下］
　Ｎは鋼材中に不可避的に含まれる元素であり、Ｎ量が多すぎると固溶Ｎの存在により母材靱性が劣化するため、Ｎ含有量の上限を０．００６％以下とする。Ｎ含有量の好ましい上限は０．００５％以下である。なお、Ｎ量を実質的にゼロにすることは極めて困難である。
　本発明で規定する含有元素は上記の通りであって、残部は鉄および不可避的不純物である。上記不可避的不純物として、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる元素、例えば、上述したＮ以外に、Ｐ、Ｓ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｐｂ等の混入が許容され得る。これらの不可避的不純物のうち、Ｐ、Ｓについては、例えば以下のように抑制することが好ましい。
　［Ｐ：０％超え０．０２％以下］
　Ｐは焼戻し脆化を引き起こし、靱性を低下させるため、その量はできるだけ少ないことが好ましい。特に低温靱性の確保などを考慮すると、Ｐ含有量の上限は０．０２％以下に抑制することが好ましく、より好ましくは０．０１５％以下である。しかし、工業的にＰ含有量を０％にすることは困難である。
　［Ｓ：０％超え０．０１％以下］
　Ｓは、焼戻し脆化を引き起こす不純物であり、その量はできるだけ少ないことが好ましい。特に低温靱性の確保などを考慮すると、Ｓ含有量は０．０１％以下に抑制することが好ましく、より好ましくは０．００５％以下とする。しかし、工業的にＳ含有量を０％にすることは困難である。
　更に本発明の鋼板には、必要に応じて、以下の選択成分を含有しても良い。
　［Ｃｕ：０％超え０．５％以下、およびＮｉ：０％超え２％以下のうち少なくとも１種］
　ＣｕおよびＮｉは、いずれも固溶強化による高強度化に有効な元素である。これらは単独で添加してもよいし、併用してもよい。
　以上、本発明を構成する鋼中成分について説明した。
　本発明鋼板は、金属組織として、焼戻しベイナイト、焼戻しマルテンサイト、またはこれらの複合組織から構成される。後述するように本発明では、焼入れ後に所定の焼戻し処理を行なっており、上記のように焼戻し組織で構成されることになる。なお、本発明では、焼戻しベイナイト、焼戻しマルテンサイト、これらの複合組織を厳密に制御することは必要でなく、いずれの組織であっても、本発明の上記要件を満足する限り、所望とする特性を実現することができる。
　本発明の鋼板は、強度、低温靱性、伸び、および溶接性のすべてに優れている。
　詳細には、本発明鋼板は、高い強度、すなわち、引張強度が９８０ＭＰａ以上、好ましくは１０００ＭＰａ以上である。更に、本発明鋼板は、降伏点が９６０ＭＰａ以上、好ましくは９８０ＭＰａ以上である。
　また、本発明鋼板は、上記のように高強度であるにもかかわらず、高い伸び（全伸び）を有している。具体的には、板厚や試験片形状などによって伸びの範囲が変化するが、例えば、後記する実施例に記載の１２～２５ｍｍの板厚範囲、且つ試験片形状ＪＩＳ　Ｚ２２０１　５号試験片では、伸び（全伸び）は１３％以上、好ましくは１５％以上を満足する。
　また、本発明鋼板は、低温靱性に優れている。詳細には後記する実施例に記載の方法で低温靱性を評価したとき、－２０℃で５０Ｊ以上、好ましくは６０Ｊ以上を満足する。
　また、本発明鋼板は、溶接性に優れている。詳細には上記（２）式で示されるＰｃｍ値が０．２８以下、好ましくは０．２７以下を満足する。
　次に本発明鋼板を製造する方法について説明する。上記鋼板は、前述した成分組成を満たす鋼を加熱圧延した後、室温まで空冷し、さらに９００℃以上に加熱して焼入れ処理を行った後、４００℃～６００℃の温度で焼戻し処理を行うところに特徴がある。
　特に本発明では、焼入れ時の加熱温度（Ｑ温度）および焼戻し処理の温度（Ｔ温度）を適切に制御することが重要である。
　まず、焼入れ時の加熱温度は９００℃以上とする。焼入れ時の加熱温度が９００℃を下回ると、強度が低下するなどの問題がある。好ましくは９１０℃以上、より好ましくは、９１５℃以上である。
　焼入れ条件は、上記温度範囲、更には上記好ましい保持温度に制御すること以外、特に限定されない。例えば、水焼入れにて上記焼入れを行なうことが推奨される。
　上記のようにして焼入れ処理した後、４００℃～６００℃の温度（Ｔ温度）で焼戻し処理を行なう。焼戻し温度が４００℃未満では、焼戻しの効果が得られない。好ましい焼戻し温度は、４３０℃以上、より好ましくは４５０℃以上である。一方、焼戻し温度が６００℃を超えると強度が低下するなどの問題がある。好ましい焼戻し温度は、５８０℃以下であり、より好ましくは５６０℃以下である。
　上述したように本発明の方法は、焼入れ処理および焼戻し処理に特徴があり、それ以外の工程は特に限定されず、所望とする鋼板が得られるよう、通常用いられる方法を適宜採用することができる。本発明において推奨される好ましい製造方法は以下のとおりである。
　まず、上記成分を満足する鋼を溶製し、加熱圧延（熱間圧延）する。熱間圧延は、例えば、７００～１１００℃程度の温度で行うことが好ましい。圧延後の板厚はおおむね、１２～２５ｍｍまで圧延することが好ましい。
　上記圧延後、大気中で、室温まで空冷した後、上記の焼入れおよび焼戻しの処理を行なう。
　焼戻し後、大気中にて室温まで空冷する。これにより、所望とする本発明鋼板が得られる。
　本願は、２０１３年３月２９日に出願された日本国特許出願第２０１３－７４６８４号に基づく優先権の利益を主張するものである。２０１３年３月２９日に出願された日本国特許出願第２０１３－７４６８４号の明細書の全内容が、本願に参考のため援用される。
　以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明は下記実施例によって制限されず、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
　下記表１に示す組成の鋼塊（残部は鉄および不可避的不純物であり、単位は質量％の意味）を、通常の真空溶製法によって溶製し、この鋼塊に対して、１１００℃の加熱温度で熱間圧延して板厚１２～２５ｍｍの熱間圧延板とした。次に、表１に示すＱ温度で再加熱して焼入れした後、表１に示すＴ温度で焼戻し処理した後、大気中にて室温まで空冷し、各鋼板を製造した。
　上記の様にして得られた各鋼板を用いて、下記の方法によって鋼板の引張強度（ＴＳ）降伏点（ＹＰ）、伸び（ＥＬ）および低温靱性（ｖＥ-20（Ａｖｅ））を評価した。尚、以下の低温靱性においては、いずれの鋼板についても、各３本ずつの試験片を用い、その平均値を求めた。
　［鋼板の引張強度（ＴＳ）、降伏点（ＹＰ）、伸び（ＥＬ）の評価］
　各鋼板のｔ（板厚）／４部位から、圧延方向に対して直角の方向にＪＩＳ　Ｚ２２０１の５号試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ２２４１の要領で引張試験を行なうことによって、引張強度（ＴＳ）、降伏点（ＹＰ）、および全伸び（ＥＬ）を測定した。そして、引張強度（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上、降伏点（ＹＰ）が９６０ＭＰａ以上、伸び（ＥＬ）が１３．０％以上のものを高い強度および高い伸びを有するとして合格と評価した。
　［低温靱性（ｖＥ-20（Ａｖｅ））の評価］
　各鋼板（母材）のｔ（板厚）／４部位から、圧延方向に対してＪＩＳ　Ｚ２２４２の試験片を採取し、母材の靱性を評価した。ＪＩＳ　Ｚ２２４２に準拠して、－２０℃でシャルピー衝撃試験を行ない、吸収エネルギー（ｖＥ-20）を測定した。そして、ｖＥ-20の平均値（ｖＥ-20（Ａｖｅ））が５０Ｊ以上のものを靱性に優れると評価した。
　［溶接性の評価］
　上記（２）式で示されるＰｃｍが０．２８以下のものを溶接性に優れると評価した。
　［組織の測定］
　各鋼板のｔ（板厚）／４部位から試験片を採取し、光学顕微鏡を用いて４００倍で観察し、写真撮影を行った後、画像解析を行って組織を観察した。その結果、合計で１００％の焼戻しベイナイト及び焼戻しマルテンサイトの複合組織のみ認められ、他の組織は認められなかった。
　これらの結果を表１にまとめて記載する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　表１から次のように考察できる。尚、下記Ｎｏ．は、表１のＮｏ．を示す。Ｎｏ．１～７は、本発明で規定する要件を満足する例であり、低温靱性、伸び、および溶接性が良好で、引張強度（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上、且つ降伏点（ＹＰ）が９６０ＭＰａ以上の高強度を有する鋼板が得られていることが分かる。
　これに対して、Ｎｏ．８～１４は、本発明で規定する要件のいずれかを欠く。
　詳細には、Ｎｏ．８は焼入れ（Ｑ）温度が低い例である。その結果、引張強度（ＴＳ）および降伏点（ＹＰ）は低くなった。
　Ｎｏ．９は上記（１）式で示されるパラメータが本発明の規定範囲を外れる例である。その結果、引張強度（ＴＳ）および降伏点（ＹＰ）は確保できたものの、伸び（ＥＬ）が低くなった。
　Ｎｏ．１０は上記（１）式で示されるパラメータが本発明の規定範囲であったが、上記（２）式で示されるＰｃｍ値が本願発明の規定範囲を外れる例、即ち低温割れ性が劣り溶接性が劣る例である。
　Ｎｏ．１１はＭｎの含有量が低く、Ｂは無添加であり、上記（１）式で示されるパラメータが本願発明の規定範囲を外れる例である。その結果、引張強度（ＴＳ）および降伏点（ＹＰ）は低くなった。一方、低強度のため、伸び（ＥＬ）は満足するものとなっている。
　Ｎｏ．１２は、焼戻し（Ｔ）温度が高いため、その他の条件は満足しているにも関わらず引張強度（ＴＳ）および降伏点（ＹＰ）は低くなった。
　Ｎｏ．１３は上記特許文献２に記載の鋼板を模擬した例である。Ｔｉの添加によって焼入れ性が低下し、低温靱性が低下した。
　Ｎｏ．１４は、上記特許文献１に記載の鋼種Ｎｏ．１を模擬した例であり、Ｎｂを添加していないため、高い強度を満足するが、伸び（ＥＬ）は低くなった。

Claims (2)

  1. 　Ｃ　：０．１２５～０．１５％（質量％の意味。化学成分について以下同じ）、
    　Ｓｉ：０．２～０．７５％、
    　Ｍｎ：０．９～１．２％、
    　Ａｌ：０．０３～０．０６％、
    　Ｃｒ：０．６５～１％、
    　Ｍｏ：０．２～０．７％、
    　Ｖ　：０．０３５～０．１１％、
    　Ｎｂ：０％超え０．１１％以下、
    　Ｂ　：０．０００５～０．００２％、
    　Ｎ　：０％超え０．００６％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、
    　金属組織が焼戻しベイナイト組織、焼戻しマルテンサイト組織、またはこれらの複合組織であり、
    　下記（１）式で示されるパラメータが２０以上であり、且つ、
    　下記（２）式で示されるＰｃｍ値が０．２８以下であることを特徴とする低温靱性、伸び、および溶接性に優れた引張強度が９８０ＭＰａ以上、且つ降伏点が９６０ＭＰａ以上の高強度鋼板。
    　０．５×［Ｍｏ］＋１２１×［Ｖ］＋１５×［Ｍｎ］＋０．５×［Ｃｒ］・・・（１）
    　Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋（［Ｓｉ］／３０）＋（［Ｍｎ］／２０）＋（［Ｃｕ］／２０）＋（［Ｎｉ］／６０）＋（［Ｃｒ］／２０）＋（［Ｍｏ］／１５）＋（［Ｖ］／１０）＋５×［Ｂ］・・・（２）
    　式中、［　　］は、鋼中の各成分の含有量（質量％）を意味する。
  2. 　Ｃ　：０．１２５～０．１５％、
    　Ｓｉ：０．２～０．７５％、
    　Ｍｎ：０．９～１．２％、
    　Ａｌ：０．０３～０．０６％、
    　Ｃｒ：０．６５～１％、
    　Ｍｏ：０．２～０．７％、
    　Ｖ　：０．０３５～０．１１％、
    　Ｎｂ：０％超え０．１１％以下、
    　Ｂ　：０．０００５～０．００２％、
    　Ｎ　：０％超え０．００６％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、
    　下記（１）式で示されるパラメータが２０以上、且つ、
    　下記（２）式で示されるＰｃｍ値が０．２８以下である鋼を、
    　加熱圧延した後、室温まで空冷し、さらに９００℃以上に加熱して焼入れ処理を行った後、４００℃～６００℃の温度で焼戻し処理を行うことを特徴とする低温靱性、伸び、および溶接性に優れた引張強度が９８０ＭＰａ以上、且つ降伏点が９６０ＭＰａ以上の高強度鋼板の製造方法。
    　０．５×［Ｍｏ］＋１２１×［Ｖ］＋１５×［Ｍｎ］＋０．５×［Ｃｒ］・・・（１）
    　Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋（［Ｓｉ］／３０）＋（［Ｍｎ］／２０）＋（［Ｃｕ］／２０）＋（［Ｎｉ］／６０）＋（［Ｃｒ］／２０）＋（［Ｍｏ］／１５）＋（［Ｖ］／１０）＋５×［Ｂ］・・・（２）
    　式中、［　　］は、鋼中の各成分の含有量（質量％）を意味する。
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