JP7045461B2 - 耐衝撃特性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、建設重装備、商用車フレーム、補強材などに用いられる素材に関し、より詳細には、耐衝撃特性に優れた高強度鋼板及びその製造方法に関する。

建設重装備のブームアーム（ｂｏｏｍ ａｒｍ）や商用車のフレームなどには高強度熱延鋼板が主に用いられる。また、上記熱延鋼板には、その部品の製造工程及び使用環境に適するように、高い降伏強度及び曲げ成形性、耐衝撃特性がともに要求される。そこで、熱延鋼板の強度及び成形性をともに向上させるための技術が多数存在する。一例として、フェライト－ベイナイト、又はフェライト－マルテンサイトの２相複合組織鋼を製造するか、フェライト相又はベイナイト相を基地組織とする高強度高バーリング鋼を製造する技術が提案されている。その他に、高い冷却速度を適用し、常温まで冷却してマルテンサイト相を基地組織とする高強度鋼を製造する技術も提案されている。

一方、上記建設重装備や商用車のフレームなどに用いられる熱延鋼板には、高い降伏強度に加えて、優れた衝撃特性が要求される。特に常温だけでなく、様々な作業環境及び使用環境を考慮すると、低温でも優れた衝撃特性が必要である。

特許文献１は、Ｔｉ及びＭｏを含む析出物を分散析出させることにより、９５０ＭＰａ以上の引張強度及び降伏比０．９以上を確保することができるが、高価な合金成分を多量に添加して製造コストが増加するだけでなく、厚物熱延鋼板に要求される耐衝撃特性を確保できないという問題がある。

一方、特許文献２には、フェライト及びマルテンサイトの２相組織（Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ、ＤＰ）鋼を用いて高強度熱延鋼板を提供する技術が開示されている。しかし、段階的冷却（ｓｔｅｐ ｃｏｏｌｉｎｇ）技術を用いる場合には、厚物で製造される熱延鋼材への適用が難しく、高価な合金成分を多量に添加することにより、製造原価が上昇するという問題がある。また、複合組織鋼の特性上、降伏比が低く得られるようになるため、所望の降伏強度を満たすようにするために、過度に高い引張強度及び多量の合金元素が要求される。

特許文献３は、高強度熱延鋼板を製造するために、熱間圧延を終了した後、冷却速度を１５０℃／ｓｅｃ超過の高速に制御する技術を提示する。しかし、速すぎる冷却速度で冷却してマルテンサイトを製造する場合には、降伏比が低くなって高い降伏強度を確保することが難しく、降伏強度の基準を満たすために、高い引張強度が要求されて、結果的に衝撃特性及び成形性が低下する。

特許文献４には、巻取温度を３００～５５０℃に制御する技術が開示されている。特許文献４のように、３００℃以上で巻取る場合には、ベイナイト組織の形成によって微細組織が形状比の低い等軸晶に近づいて成形性には有利であるが、耐衝撃特性が低下する。また、正確な巻取温度を制御することが難しくなる上、材質が巻取温度に依存する傾向によって材質偏差が激しくなる可能性があり、材質偏差を管理するために巻取温度を上げると、強度を確保するために、多量の合金元素の添加が必要となるという問題がある。

特開２００３－０８９８４８号公報 特開２００３－３２１７３７号公報 特開２００３－１０５４４６号公報 特開２０００－１０９９５１号公報

本発明は、優れた強度を有するとともに、常温だけでなく低温でも優れた衝撃特性を有する鋼板及びその製造方法を提供しようとするものである。

本発明の課題は、上述した内容に限定されない。本発明の追加的な課題は、明細書の全体的な内容に記述されており、本発明が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、本発明の明細書に記載された内容から、本発明の追加的な課題を理解するのに何の困難がない。

本発明の一側面は、重量％で、Ｃ：０．０５～０．１２％、Ｓｉ：０．０１～０．５％、Ｍｎ：０．８～２．０％、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｃｒ：０．００５～１．２％、Ｍｏ：０．００５～０．５％、Ｐ：０．００１～０．０１％、Ｓ：０．００１～０．０１％、Ｎ：０．００１～０．０１％、Ｎｂ：０．００１～０．０３％、Ｔｉ：０．００５～０．０３％、Ｖ：０．００１～０．２％、Ｂ：０．０００３～０．００３％、残りはＦｅ及び不可避不純物を含み、微細組織は、焼戻しマルテンサイトを主組織とし、残りは、残留オーステナイト、ベイナイト、焼戻しベイナイト、及びフェライトのうち１つ以上を含み、１ｃｍ^２単位面積内に観察される円相当直径０．１μｍ以上の炭化物及び窒化物のうち１つ以上の個数が１×１０^３個以下であり、１ｃｍ^２単位面積内に観察されるＴｉ、Ｎｂ、Ｖ及びＭｏのうち１つ以上を含む直径５０ｎｍ以上の析出物の個数が１×１０^７個以下である耐衝撃特性に優れた高強度鋼板に関する。

本発明の他の一側面は、重量％で、Ｃ：０．０５～０．１２％、Ｓｉ：０．０１～０．５％、Ｍｎ：０．８～２．０％、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｃｒ：０．００５～１．２％、Ｍｏ：０．００５～０．５％、Ｐ：０．００１～０．０１％、Ｓ：０．００１～０．０１％、Ｎ：０．００１～０．０１％、Ｎｂ：０．００１～０．０３％、Ｔｉ：０．００５～０．０３％、Ｖ：０．００１～０．２％、Ｂ：０．０００３～０．００３％、残りはＦｅ及び不可避不純物を含む鋼スラブを再加熱する段階と、上記再加熱された鋼スラブを熱間圧延する段階と、上記熱間圧延後、冷却し、且つ巻取る段階と、上記巻取り後、鋼板を８５０～１０００℃の温度で２次再加熱し、１０～６０分間維持する段階と、上記加熱及び維持された鋼板を０～１００℃の温度まで３０～１００℃／ｓｅｃの冷却速度で冷却する段階と、上記冷却された鋼板を１００～５００℃の温度範囲で加熱し、１０～６０分間焼戻し熱処理する段階と、上記焼戻し熱処理された鋼板を０～１００℃の温度範囲まで０．００１～１００℃／ｓで冷却する段階と、を含む耐衝撃特性に優れた高強度鋼板の製造方法に関する。

本発明によると、優れた強度特性を確保し、常温だけでなく低温でも優れた耐衝撃特性を有する鋼板を提供することができる。これにより、重装備、商用車フレーム、補強材などに好適に適用することができる。

実施例における発明鋼及び比較鋼の降伏強度及びシャルピー衝撃吸収エネルギーを示すグラフである。

本発明者らは、鋼に適用されることができる様々な合金成分及び微細組織の特徴に応じた鋼板の強度及び衝撃特性の変化について深く研究した。その結果、熱延鋼板の合金組成範囲を適切に制御し、微細組織の基地組織、炭窒化物及び析出物の形成を最適化することにより、優れた耐衝撃特性及び強度を有する鋼板を得ることができることを見出し、本発明に至った。

以下、本発明の一側面による鋼板について詳細に説明する。先ず、本発明の鋼板が有する合金組成範囲について詳細に説明する。

本発明の鋼板は、重量％で、Ｃ：０．０５～０．１２％、Ｓｉ：０．０１～０．５％、Ｍｎ：０．８～２．０％、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｃｒ：０．００５～１．２％、Ｍｏ：０．００５～０．５％、Ｐ：０．００１～０．０１％、Ｓ：０．００１～０．０１％、Ｎ：０．００１～０．０１％、Ｎｂ：０．００１～０．０３％、Ｔｉ：０．００５～０．０３％、Ｖ：０．００１～０．２％、Ｂ：０．０００３～０．００３％を含むことが好ましい。以下、合金の成分範囲と関連し、特に言及しない限り各元素の含有量は重量％である。

炭素（Ｃ）：０．０５～０．１２％
上記Ｃは、鋼を強化させるのに最も経済的であり、効果的な元素である。添加量が増加すると、マルテンサイト相又はベイナイト相の分率が増加し、引張強度が増加するようになる。上記Ｃの含有量が０．０５％未満であると十分な強度強化の効果を得ることが難しく、０．１２％を超えると、熱処理中に粗大な炭化物及び析出物の形成が過度となって、成形性、低温耐衝撃特性が低下するという問題があり、溶接性も劣化する。したがって、上記Ｃの含有量は０．０５～０．１２％であることが好ましい。

シリコン（Ｓｉ）：０．０１～０．５％
上記Ｓｉは、溶鋼を脱酸させ、固溶強化効果があり、粗大な炭化物の形成を遅延させることで、成形性及び耐衝撃特性を向上させるのに有利である。しかし、その含有量が０．０１％未満の場合には、炭化物の形成を遅延させる効果が少なく、成形性及び耐衝撃特性を向上させることが難しい。これに対し、０．５％を超えると、熱間圧延時の鋼板表面にＳｉによる赤スケールが形成されて鋼板の表面品質が非常に悪くなるだけでなく、溶接性も低下するという問題がある。したがって、上記Ｓｉの含有量は０．０１～０．５％とすることが好ましい。

マンガン（Ｍｎ）：０．８～２．０％
上記Ｍｎは、Ｓｉと同様に鋼を固溶強化させるのに効果的な元素であり、鋼の硬化能を増加させることで、熱処理した後の冷却過程においてマルテンサイト相又はベイナイト相の形成を容易にする。しかし、その含有量が０．８％未満の場合には、添加による上記効果を十分に得ることができず、２．０％を超えると、連続鋳造工程におけるスラブ鋳造時に厚さ中心部で偏析が大きく発達し、熱間圧延後の冷却時には厚さ方向への微細組織を不均一に形成して、低温における耐衝撃特性を劣化させる。したがって、上記Ｍｎの含有量は０．８～２．０％であることが好ましい。

アルミニウム（Ａｌ）：０．０１～０．１％
ここで、ＡｌはＳｏｌ．Ａｌを意味し、上記Ａｌは、主に脱酸のために添加される成分である。その含有量が０．０１％未満では、添加効果がわずかであり、０．１％を超えると、窒素と結合してＡｌＮが主に形成されて連続鋳造時のスラブにコーナークラックが発生しやすくなり、介在物の形成による欠陥も発生しやすくなる。したがって、上記Ａｌの含有量は０．０１～０．１％であることが好ましい。

クロム（Ｃｒ）：０．００５～１．２％
上記Ｃｒは、鋼を固溶強化させ、冷却時にフェライト相変態を遅延させることで、マルテンサイト相又はベイナイト相の形成を助ける役割を果たす。しかし、その含有量が０．００５％未満の場合には添加効果を得ることができず、１．２％を超えると、Ｍｎと同様に、厚さ中心部で偏析部が大きく発達し、厚さ方向の微細組織を不均一にして、低温において耐衝撃特性が劣化する。したがって、上記Ｃｒの含有量は０．００５～１．２％であることが好ましい。

モリブデン（Ｍｏ）：０．００５～０．５％
上記Ｍｏは、鋼の硬化能を増加させてマルテンサイト相又はベイナイト相の形成を容易にする。しかし、その含有量が０．００５％未満では、添加による効果を得ることができず、０．５％を超えると、熱間圧延直後の巻取り中に形成された析出物が熱処理中に粗大に成長して低温における耐衝撃特性を劣化させる。また、経済的にも不利であり、溶接性にも有害である。したがって、上記Ｍｏの含有量は０．００５～０．５％であることが好ましい。

リン（Ｐ）：０．００１～０．０１％
上記Ｐは、固溶強化効果が高い一方で、粒界偏析による脆性を発生させ、耐衝撃特性を劣化させる元素である。上記Ｐの含有量を０．００１％未満に製造するためには、製造コストが多くかかるため経済的に不利である。これに対し、０．０１％を超えると、上述のように、粒界偏析による脆性が発生するようになる。したがって、上記Ｐの含有量は０．００１～０．０１％であることが好ましい。

硫黄（Ｓ）：０．００１～０．０１％
上記Ｓは、鋼中に存在する不純物であって、その含有量が０．０１％を超えると、Ｍｎなどと結合して非金属介在物を形成し、結果として、鋼の切断加工時に微細な亀裂が発生しやすく、耐衝撃特性を大幅に低下させるという問題がある。これに対し、０．００１％未満に製造するためには、製鋼操業時に時間が多くかかり、生産性が低下する。したがって、上記Ｓの含有量は０．００１～０．０１％であることが好ましい。

窒素（Ｎ）：０．００１～０．０１％
上記Ｎは、Ｃとともに代表的な固溶強化元素であり、Ｔｉ、Ａｌなどと一緒に粗大な析出物を形成する。一般に、Ｎの固溶強化効果は、炭素よりも優れているが、鋼中におけるＮの量が増加するほど靭性が大きく低下するという問題があるため、０．０１％を超えないようにすることが好ましい。上記Ｎの含有量が０．００１％未満となるように製造するためには、製鋼操業時に時間が多くかかり、生産性が低下する。したがって、上記Ｎの含有量は０．００１～０．０１％であることが好ましい。

ニオブ（Ｎｂ）：０．００１～０．０３％
上記Ｎｂは、Ｔｉ、Ｖととともに代表的な析出強化元素であり、熱間圧延中に析出して再結晶遅延による結晶粒微細化効果によって鋼の強度及び衝撃靭性の向上に効果的である。しかし、上記Ｎｂの含有量が０．００１％未満では、上記効果を得ることができず、０．０３％を超えると、熱処理中に粗大な複合析出物として成長し、低温耐衝撃特性が劣化するという問題がある。したがって、上記Ｎｂの含有量は０．００１～０．０３％であることが好ましい。

チタン（Ｔｉ）：０．００５～０．０３％
上記Ｔｉは、上述のように、Ｎｂ、Ｖとともに代表的な析出強化元素であり、Ｎとの親和力によって鋼中に粗大なＴｉＮを形成する。ＴｉＮは熱間圧延のための加熱過程において結晶粒が成長することを抑制するという効果があり、固溶Ｎが安定化して硬化能を向上させるために添加するＢを活用するのに有利である。また、窒素と反応して残ったＴｉが鋼中に固溶されて炭素と結合することにより、ＴｉＣ析出物が形成されて鋼の強度を向上させるのに有用な元素である。上記Ｔｉの含有量が０．００５％未満の場合には、上記効果を得ることができず、０．０３％を超えると、粗大なＴｉＮの発生及び熱処理中における析出物の粗大化によって低温耐衝撃特性を劣化させるという問題がある。したがって、上記Ｔｉの含有量は０．００５～０．０３％であることが好ましい。

バナジウム（Ｖ）：０．００１～０．２％
上記Ｖは、Ｎｂ、Ｔｉとともに代表的な析出強化元素であり、巻取り後の析出物を形成して鋼の強度向上に効果的である。上記Ｖの含有量が０．００１％未満の場合には上記効果を得ることができず、０．２％を超えると、粗大な複合析出物の形成によって低温耐衝撃特性が劣化し、経済的にも不利である。したがって、上記Ｖの含有量は０．００１～０．２％であることが好ましい。

ボロン（Ｂ）：０．０００３～０．００３％
上記Ｂは、鋼中に固溶状態で存在する場合に、硬化能を向上させる効果があり、結晶粒界を安定させて低温域における鋼の脆性を改善するという効果がある。上記Ｂの含有量が０．０００３％未満の場合には上記効果を得ることが難しく、０．００３％を超えると、熱間圧延中に再結晶挙動を遅延させ、硬化能が大幅に増加して成形性が劣化するようになる。したがって、上記Ｂの含有量は０．０００３～０．００３％であることが好ましい。

上記成分に加えて、残りはＦｅ及び不可避不純物を含む。但し、本発明の技術的思想を逸脱しない範囲で他の合金元素の添加を排除するものではない。

上記成分のうちＭｎは中心部に偏析帯を形成したり、又はＭｎＳなどを析出させるため、厚さ方向の微細組織を不均一にして、耐衝撃特性を著しく低下させる特性がある。したがって、同様の硬化能を有する合金元素であるＣｒ及びＭｏとともに適切な量で製造される際に微細組織の均一性及び衝撃特性を向上することができる。このために、本発明では、上記Ｍｎ、Ｃｒ及びＭｏの含有量が下記関係式１を満たすようにすることが好ましい。上記関係式１における各元素は、各合金成分の含有量（重量％）を意味する。
［関係式１］
Ｔ＝Ｍｎ／（Ｃｒ＋Ｍｏ）、１．０≦Ｔ≦３．０

鋼板の厚さ中心部において、Ｍｎ、Ｃｒなどの偏析によって材質偏差が発生する可能性がある。上記関係式１の条件を満たす場合には、鋼の厚さ方向に微細組織の不均一性が減少し、鋼板の厚さ（ｔ）のｔ／２及びｔ／４位置における硬度差が３０Ｈｖ以下となり、低温における優れた耐衝撃特性を向上させることができる。一方、上記Ｔの値は１．０以上、２．０以下であることがより好ましい。

一方、高強度鋼を製造する際に、様々な炭化物、窒化物、硫化物、複合析出物などが形成される。上記炭化物、窒化物、硫化物、複合析出物などのサイズが粗大に形成されるか、又は過度に多く形成されると、脆性破壊を誘発して、耐衝撃特性を劣化させることがある。かかる問題を解決するために、本発明では、上記Ｎｂ、Ｔｉ、Ｎ、Ｓ、Ｖ、Ｍｏ及びＣの含有量が下記関係式２を満たすようにすることが好ましい。上記関係式２における各元素は、各合金成分の含有量（重量％）を意味する。
［関係式２］
Ｑ＝（Ｎｂ／９３＋Ｔｉ^＊／４８＋Ｖ／５１＋Ｍｏ／９６）／（Ｃ／１２）、０．２≦Ｑ≦０．５
Ｔｉ^＊＝Ｔｉ－３．４２＊Ｎ－１．５＊Ｓ、０≦Ｔｉ^＊≦０．０２

上記関係式２のＴｉ^＊は、硫化物と窒化物を形成して残った余剰Ｔｉを意味することができる。Ｔｉは、Ｎとの親和力に優れ、ＴｉＮを優先的に形成するが、Ｔｉを添加しないか、又は添加量が不足すると、固溶Ｎが鋼中に存在して硬化能の向上及び耐衝撃特性を向上させるために添加したＢがＢＮとして形成されて、その効果を得ることが難しくなる。また、ＳもＴｉ及びＣとともに複合析出物を形成する。これは、鋼の脆性を増加させる硫化物であるＭｎＳを減少させることができる効果的な方法である。したがって、固溶Ｎ及びＳの両方を安定化させることができるようにＴｉを添加する必要がある。

しかし、上記Ｔｉを過度に添加すると、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏなどとともに析出される析出物のサイズが増加し、熱処理中にさらに粗大に成長するようになり、耐衝撃特性の向上効果がなくなる。上記関係式２において、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖも同一の理由からその含有量を調節する必要がある。Ｔｉ、Ｍｏ、Ｖの添加量が少なすぎると、鋼中の余剰Ｃが熱処理中に粗大な炭化物を形成して熱処理した後の鋼の強度が減少し、耐衝撃特性も劣化する。

一方、上記関係式を満たしても、粗大な炭化物、窒化物、及び析出物が過度に形成されると、低温における耐衝撃特性が劣化するため、本発明の鋼板は、単位面積１ｃｍ^２内に観察される円相当直径０．１μｍ以上の炭化物及び窒化物のうち１つ以上の個数が１×１０^３個以下であり、単位面積１ｃｍ^２内に観察されるＴｉ、Ｎｂ、Ｖ及びＭｏの１つ以上を含む直径５０ｎｍ以上の析出物の個数が１×１０^７個以下であることが好ましい。

上記炭化物は焼戻し熱処理時に形成される。この際、粗大なサイズに成長すると、強度が減少し、脆性が大きくなるという問題が発生するため、小さいサイズを維持することが好ましい。一方、窒化物は、鋼スラブが製造される際に高温で形成され、そのサイズ又は分布は主にＴｉの含有量に大きく依存し、主にＴｉＮの形の窒化物を形成する。ここで、粗大な窒化物が多量に形成される場合には、強度及び脆性を劣化させるため、上記炭化物及び窒化物は、単位面積１ｃｍ^２内に観察される円相当直径０．１μｍ以上のものが１×１０^３個以下であることが好ましい。

一方、上記析出物は、主に熱間圧延時に形成され、２次熱処理過程でも微量析出される。微細なサイズの析出物が微量形成される場合には、組織微細化に寄与することができる。このためには、単位面積１ｃｍ^２内に５～５０ｎｍサイズの微細な析出物が１×１０^５個以上形成されるようにすることが好ましい。しかし、析出物のサイズが大きくなり、粗大な析出物が多量に形成される場合には、組織微細化に寄与できず、物性の低下を誘発する可能性があるため、５０ｎｍ以上の析出物は単位面積１ｃｍ^２内に１×１０^７個以下であることが好ましい。

本発明の鋼板の微細組織は、焼戻しマルテンサイトを主組織とし、好ましくは、面積分率で８０％以上含む。上記主組織以外には、残留オーステナイト、ベイナイト、焼戻しベイナイト、フェライトなどを含むことができる。

本発明の鋼板は、降伏強度が９００ＭＰａ以上であり、－４０℃におけるシャルピー衝撃吸収エネルギーが３０Ｊ以上であることが好ましい。また、本発明の鋼板は、鋼板の厚さ（ｔ）のｔ／２及びｔ／４位置における硬度差が３０Ｈｖ以下であることが好ましい。

以下、本発明の他の一側面である本発明で提供される鋼板を製造する方法について詳細に説明する。本発明の鋼板を製造する方法は、後述する方法に限定されない。これは、本発明者らが一例として提示するものである。

本発明の鋼板を製造する方法は、上記合金成分及び組成範囲を満たす鋼スラブを再加熱し、熱間圧延、冷却し、且つ巻取りした後、２次再加熱、冷却、焼戻し熱処理してから冷却する過程を含む。以下、各段階について詳細に説明する。

上記鋼スラブを１２００～１３５０℃の温度範囲で再加熱することが好ましい。上記再加熱温度が１２００℃未満の場合には、析出物が十分に再固溶されず、粗大な析出物及びＴｉＮが残存するようになる。これに対し、再加熱温度が１３５０℃を超えると、オーステナイト結晶粒の異常粒成長によって強度が低下するため、上記再加熱温度は１２００～１３５０℃であることが好ましい。

上記再加熱された鋼スラブを熱間圧延する。上記熱間圧延は、８５０～１１５０℃の温度範囲で行うことが好ましい。１１５０℃よりも高い温度で熱間圧延を開始すると、熱延鋼板の温度が高くなり、結晶粒サイズが粗大化して熱延鋼板の表面品質が劣化する。これに対し、熱間圧延を８５０℃よりも低い温度で行うと、過度な再結晶遅延によって延伸された結晶粒が発達して異方性が激しくなり、成形性が低下する。したがって、上記熱間圧延は、８５０～１１５０℃の温度で行うことが好ましい。

上記熱間圧延後、５００～７００℃の温度範囲まで平均冷却速度１０～７０℃／ｓｅｃで冷却することが好ましい。上記冷却終了温度５００℃未満で冷却すると、後続する空冷において局部的なベイナイト相及びマルテンサイト相が形成され、圧延板の材質が不均一になって形状が悪くなる。これに対し、冷却終了温度が７００℃を超えると、粗大なフェライト相が発達し、鋼中に硬化能元素が多い場合には、ＭＡ（Ｍａｒｅｔｅｎｓｉｔｅ Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ Ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）相が形成されて微細組織が不均一になり、表層部にスケール層が厚く形成されて粉末状に剥離されるという問題がある。より好ましくは、５５０～６５０℃の温度まで冷却する。この際、冷却速度が１０℃／ｓｅｃ未満では、目標温度まで冷却するのに時間が多くかかり、生産性が劣化し、７０℃／ｓｅｃを超えると、局部的なベイナイト相及びマルテンサイト相が形成されて微細組織が不均一になり、形状も劣化する。

上記冷却された鋼板を５００～７００℃で巻取ることが好ましい。５００℃未満で冷却し、且つ巻取りすると、鋼中にベイナイト相及びマルテンサイト相が不均一に形成され、ＭＡ相も形成されて、初期の微細組織が不均一であり、形状も劣化する。これに対し、７００℃よりも高い温度で巻取りを行うと、粗大なフェライト相が発達し、鋼中に硬化能元素が多い場合には、ＭＡ相が形成されて微細組織が不均一になり、表層部にスケール層が厚く形成されて粉末状に剥離されるという問題がある。より好ましくは、５５０～６５０℃で巻取りする。

上記巻取り後、鋼板を８５０～１０００℃の温度範囲で２次再加熱することが好ましい。この際、上記鋼板は、巻取られたコイルが切断されて提供されることができる。上記２次再加熱処理は、熱間圧延された鋼板の微細組織をオーステナイトに相変態させて、後続する冷却時にマルテンサイト基地組織を形成させるための過程である。この際、２次再加熱温度が８５０℃未満の場合には、オーステナイトに変態せずに残留したフェライト相が存在して最終製品の強度が劣化する。これに対し、上記２次再加熱温度が１０００℃を超えると、過度に粗大なオーステナイト相が形成されたり、又は粗大な析出物の形成によって鋼板の低温耐衝撃特性が劣化する。

上記２次再加熱は、上記温度範囲において、１０～６０分間維持することが好ましい。維持時間が１０分未満の場合には、鋼板の厚さ中心部に未変態されたフェライト相が存在するようになって強度が劣化し、維持時間が６０分を超えると、粗大なオーステナイト相が形成されたり、又は粗大な析出物の形成によって鋼の低温耐衝撃特性が低下する。

上記２次再加熱時における上記加熱温度（Ｈ）及び維持時間（ｈ）は、下記関係式３の条件を満たすことが好ましい。
［関係式３］
Ｒ＝Ｅｘｐ（－４５０／（Ｈ＋２７３））＊ｈ^０．４８、２０≦Ｒ≦３０
（Ｈは２次再加熱温度（℃）であり、ｈは２次再加熱維持時間（ｓｅｃ）である）

上記２次再加熱前の鋼板の微細組織は、通常、フェライト、パーライト、及び微細析出物を有する組織であり、２次再加熱時における鋼中のフェライト及びパーライト組織はオーステナイト相に変態され、微細析出物は徐々に粗大化するか、又は一部の合金成分は再固溶されて析出物の一部がなくなる。このような過程は、主に相変態及び合金成分の拡散によって説明されるが、主な影響因子は２次再加熱温度及び時間である。２次再加熱熱処理後の鋼のオーステナイト結晶粒が一定のサイズを有するようにするためには、上記関係式３の条件を満たすことが好ましい。上記Ｒ値が２０未満の場合には、未変態されたフェライト相が存在する可能性があり、３０を超えると、結晶粒サイズが局部的に５０μｍを超えて不均一な相組織となる。そのため、上記Ｒ値は２５～３０であることがより好ましい。

上記２次再加熱された鋼板を０～１００℃の温度まで平均冷却速度３０～１００℃／ｓｅｃで冷却することが好ましい。冷却停止温度が１００℃以下の場合には、鋼板の厚さ方向に均一にマルテンサイト相が面積分率で８０％以上形成される。ここで、経済的な理由の側面から０℃未満に冷却する必要はない。これに対し、上記冷却速度が３０℃／ｓｅｃ未満の場合には、鋼板の厚さ方向に均一にマルテンサイト相を８０％以上形成させることが難しく、強度の確保が困難であり、不均一な微細組織によって鋼の耐衝撃特性も劣化する。一方、１００℃／ｓｅｃを超えて冷却すると、板の形状品質が低下する。

上記冷却された鋼板を１００～５００℃の温度範囲で加熱して、１０～６０分間焼戻し熱処理することが好ましい。上記焼戻し熱処理により、鋼中の固溶Ｃは転位に固着されて適正レベルの降伏強度を確保することができるようになる。また、上記冷却を介して１００℃以下に冷却された鋼板は、マルテンサイト相が８０％以上と、引張強度が過度に高く、曲げ成形が劣化するため、上記温度範囲で焼戻し熱処理することが好ましい。しかし、５００℃を超えると、強度が急激に減少し、焼戻し脆性の発生によって鋼の耐衝撃特性が劣化する。特に、５００℃を超えて熱処理するか、又は６０分を越えて熱処理すると、０．１μｍ以上の炭化物及び窒化物が形成されて鋼の耐衝撃特性に悪影響を及ぼすようになる。上記温度範囲において１０分未満で熱処理すると、成形性が向上することなく、降伏強度が十分に確保できなくなる。これに対し、６０分を超えて熱処理すると、鋼の引張強度が減少し、焼戻し脆性も発生して鋼の耐衝撃特性が劣化するようになる。

上記焼戻し熱処理された鋼板を０～１００℃の温度まで平均冷却速度０．００１～１００℃／ｓｅｃで冷却することが好ましい。上記焼戻し熱処理された鋼板は、焼戻し脆性を避けるために、１００℃以下に冷却する必要がある。ここで、冷却温度は０℃以上であれば十分である。また、この際、冷却速度は１００℃／ｓｅｃ以下であれば十分な効果を得ることができ、０．００１℃／ｓｅｃ未満に冷却すると、鋼の耐衝撃特性が低下する。より好ましくは、０．０１～５０℃／ｓｅｃで冷却する。

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。但し、下記実施例は、本発明を例示して、より詳細に説明するためのものにすぎず、本発明の権利範囲を制限するためのものではない点に留意する必要がある。本発明の権利範囲は、特許請求の範囲に記載された事項と、それから合理的に類推される事項によって決定されるものであるためである。

（実施例）
下記表１及び２の合金組成を有する鋼スラブを設けた。この際、上記合金組成の含有量は重量％であり、残りはＦｅ及び不可避不純物を含む。下記表２の製造条件によって鋼板を製造した。

下記表２において、ＦＤＴは熱間圧延時の温度、ＣＴは巻取温度を意味する。一方、鋼スラブの再加熱温度は１２５０℃、熱間圧延後の熱延鋼板の厚さは５ｍｍ、熱間圧延後の冷却速度は２０～３０℃／ｓｅｃに調節し、焼戻し熱処理温度及び時間はそれぞれ３５０℃及び１０分に一定にした。一方、２次再加熱後の冷却は常温まで冷却し、焼戻し熱処理後の冷却は０．１℃／ｓの冷却速度で常温まで冷却した。

上記表２において、関係式１～３はそれぞれ以下の式で求めたものである。
［関係式１］
Ｔ＝Ｍｎ／（Ｃｒ＋Ｍｏ）、１．０≦Ｔ≦３．０
［関係式２］
Ｑ＝（Ｎｂ／９３＋Ｔｉ^＊／４８＋Ｖ／５１＋Ｍｏ／９６）／（Ｃ／１２）、０．２≦Ｑ≦０．５
Ｔｉ^＊＝Ｔｉ－３．４２＊Ｎ－１．５＊Ｓ、０≦Ｔｉ^＊≦０．０２
（上記関係式１及び２において、各元素記号は該当元素の重量％である）
［関係式３］
Ｒ＝Ｅｘｐ（－４５０／（Ｈ＋２７３））＊ｈ^０．４８、２０≦Ｒ≦３０
（Ｈは２次再加熱温度（℃）であり、ｈは２次再加熱維持時間（ｓｅｃ）である）

上記のように製造された鋼板に対して、引張強度（ＴＳ）、降伏強度（ＹＳ）及び伸び率（Ｔ－Ｅｌ）の機械的特性、ならびに－４０℃におけるシャルピー衝撃吸収エネルギー（Ｃｈａｒｐｙ Ｖ－Ｎｏｔｃｈｅｄ Ｅｎｅｒｇｙ、ＣＶＮ）を測定し、微細組織を観察して、その結果を下記表３に示した。

具体的には、引張強度、降伏強度及び伸び率は０．２％オフセット（ｏｆｆ－ｓｅｔ）の降伏強度、引張強度及び破壊伸び率を意味し、ＪＩＳ５号規格の試験片を圧延方向と垂直した方向に採取して試験した結果である。衝撃試験の結果は、３回行った後の平均値である。硬度差（△Ｈｖ）は、鋼板の厚さ（ｔ）方向のｔ／２及びｔ／４地点でマイクロビッカース（Ｍｉｃｒｏ－Ｖｉｃｋｅｒｓ）硬度試験を用いて５回測定した後の平均値である。

一方、微細組織は、ナイタール（Ｎｉｔａｌ）エッチング法でエッチングした後、１０００倍率の光学顕微鏡を用いた分析結果を基準にしたものである。また、残留オーステナイト相はＥＢＳＤを用いて３０００倍率に分析した結果である。下記表３において、炭窒化物の個数は単位面積１ｃｍ^２内に観察される円相当直径０．１μｍ以上の炭化物及び窒化物のうち１つ以上の個数を示したものであり、析出物の個数は、単位面積１ｃｍ^２内に観察されるＴｉ、Ｎｂ、Ｖ及びＭｏのうち１つ以上を含む直径５０ｎｍ以上の析出物の個数を意味する。一方、下記表３において、微細組織の分率は面積％を意味する。

上記表１～３の結果から分かるように、本発明で提示した条件を満たす場合には、高い強度及び伸び率を有するとともに、優れた耐衝撃特性を確保することができる。参考として、上記発明鋼のうち焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイト以外の組織は観察されなかったが、これは上記発明鋼の場合には２次熱処理後の冷却速度が６０℃／ｓｅｃ以上であるためであると考えられる。合金組成が多少少なく、冷却速度が５０℃／ｓｅｃ以下と低い場合には、フェライト及び残留オーステナイトが一部形成されることができると予想される。

これに対し、比較鋼１～３は、本発明の関係式１を満たさない場合であって、微細組織のうち焼戻しマルテンサイトの量が不足したり、又は厚さ中心部の偏析によって厚さ位置ごとの微細組織の差異により硬度差が大きくなった。

比較鋼４及び５は、関係式２の条件を満たさない場合であって、比較鋼４は、熱間圧延中に形成される微細析出物が少なく、２次再加熱時のオーステナイト結晶粒が不均一に成長して耐衝撃特性が比較的良くない。これに対し、比較鋼５は、鋼中に残留する粗大なＴｉＮが多くなり、析出物が過多となって２次再加熱中に粗大な析出物の形成によって耐衝撃特性が劣化した場合である。

比較鋼６は、過度な２次再加熱処理によって関係式３の条件を満たさない場合であって、オーステナイト結晶粒が不均一になり、耐衝撃特性が劣化した。これに比べて、比較鋼７は、比較鋼６とは逆の場合であって、２次再加熱時のオーステナイトがすべて変態できず、未変態フェライト相が存在して最終冷却後の微細組織のうち焼戻しマルテンサイト相の分率が不足し、十分な強度を確保できなかった。

比較鋼８は、製造過程における２次再加熱後に、十分な冷却速度で冷却せず、フェライト相が形成されて、最終的に焼戻しマルテンサイト相の分率が不足し、目標とした強度を確保できなかった。比較鋼９は、Ｃの範囲が本発明の範囲を外れた場合であって、高いＣの含有量及び高い冷却速度によって高強度を確保することができたが、熱処理中に粗大な炭化物が多量に形成されて、衝撃特性が劣化したことが分かる。

一方、上記表３の結果である比較鋼及び発明鋼の降伏強度及び衝撃吸収エネルギー分布を図１に示した。また、図１に本発明の実施例のうち発明鋼の範囲を示した。

Claims (8)

1. 重量％で、Ｃ：０．０５～０．１２％、Ｓｉ：０．０１～０．５％、Ｍｎ：０．８～２．０％、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｃｒ：０．００５～１．２％、Ｍｏ：０．００５～０．５％、Ｐ：０．００１～０．０１％、Ｓ：０．００１～０．０１％、Ｎ：０．００１～０．０１％、Ｎｂ：０．００１～０．０３％、Ｔｉ：０．００５～０．０３％、Ｖ：０．００１～０．２％、Ｂ：０．０００３～０．００３％、残りはＦｅ及び不可避不純物からなり、
   前記Ｍｎ、Ｃｒ及びＭｏの含有量は下記関係式１を満たし、
   前記Ｎｂ、Ｔｉ、Ｎ、Ｓ、Ｖ、Ｍｏ及びＣの含有量は下記関係式２を満たし、 組織は、面積分率で８０％以上の焼戻しマルテンサイトを主組織とし、残りはベイナイト、焼戻しベイナイト、及びフェライトのうち１つ以上からなり、
   １ｃｍ^２単位面積内に観察される円相当直径０．１μｍ以上の炭化物及び窒化物の総個数が１×１０^３個以下であり、
   １ｃｍ^２単位面積内に観察されるＴｉ、Ｎｂ、Ｖ及びＭｏのうち１つ以上を含む直径５０ｎｍ以上の析出物の個数が１×１０^７個以下である、耐衝撃特性に優れた高強度鋼板。
   ［関係式１］
   Ｔ＝Ｍｎ／（Ｃｒ＋Ｍｏ）、１．０≦Ｔ≦３．０
   ［関係式２］
   Ｑ＝（Ｎｂ／９３＋Ｔｉ ^＊ ／４８＋Ｖ／５１＋Ｍｏ／９６）／（Ｃ／１２）、０．２≦Ｑ≦０．５
   Ｔｉ ^＊ ＝Ｔｉ－３．４２＊Ｎ－１．５＊Ｓ、０≦Ｔｉ ^＊ ≦０．０２
2. 前記鋼板は、厚さ（ｔ）を基準に、ｔ／２の位置及びｔ／４位置の硬度差が３０Ｈｖ以下である、請求項１に記載の耐衝撃特性に優れた高強度鋼板。
3. 前記鋼板は、降伏強度が９００ＭＰａ以上であり、－４０℃におけるシャルピー衝撃吸収エネルギーが３０Ｊ以上である、請求項１又は２に記載の耐衝撃特性に優れた高強度鋼板。
4. 重量％で、Ｃ：０．０５～０．１２％、Ｓｉ：０．０１～０．５％、Ｍｎ：０．８～２．０％、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｃｒ：０．００５～１．２％、Ｍｏ：０．００５～０．５％、Ｐ：０．００１～０．０１％、Ｓ：０．００１～０．０１％、Ｎ：０．００１～０．０１％、Ｎｂ：０．００１～０．０３％、Ｔｉ：０．００５～０．０３％、Ｖ：０．００１～０．２％、Ｂ：０．０００３～０．００３％、残りはＦｅ及び不可避不純物からなり、前記Ｍｎ、Ｃｒ及びＭｏの含有量は下記関係式１を満たし、前記Ｎｂ、Ｔｉ、Ｎ、Ｓ、Ｖ、Ｍｏ及びＣの含有量は下記関係式２を満たす鋼スラブを再加熱する段階と、
   前記再加熱された鋼スラブを熱間圧延する段階と、
   前記熱間圧延後、冷却し、且つ巻取る段階と、
   前記巻取り後、鋼板を８５０～１０００℃の温度で２次再加熱し、１０～６０分間維持する段階と、
   前記加熱及び維持された鋼板を０～１００℃の温度まで３０～１００℃／ｓｅｃの冷却速度で冷却する段階と、
   前記冷却された鋼板を１００～５００℃の温度範囲で加熱し、１０～６０分間焼戻し熱処理する段階と、
   前記焼戻し熱処理された鋼板を０～１００℃の温度範囲まで０．００１～１００℃／ｓで冷却する段階と、を含み、
   得られる鋼板の組織は、面積分率で８０％以上の焼戻しマルテンサイトを主組織とし、残りはベイナイト、焼戻しベイナイト、及びフェライトのうち１つ以上からなり、
   １ｃｍ ^２ 単位面積内に観察される円相当直径０．１μｍ以上の炭化物及び窒化物の総個数が１×１０ ^３ 個以下であり、
   １ｃｍ ^２ 単位面積内に観察されるＴｉ、Ｎｂ、Ｖ及びＭｏのうち１つ以上を含む直径５０ｎｍ以上の析出物の個数が１×１０ ^７ 個以下である、耐衝撃特性に優れた高強度鋼板の製造方法。
   ［関係式１］
   Ｔ＝Ｍｎ／（Ｃｒ＋Ｍｏ）、１．０≦Ｔ≦３．０
   ［関係式２］
   Ｑ＝（Ｎｂ／９３＋Ｔｉ ^＊ ／４８＋Ｖ／５１＋Ｍｏ／９６）／（Ｃ／１２）、０．２≦Ｑ≦０．５
   Ｔｉ ^＊ ＝Ｔｉ－３．４２＊Ｎ－１．５＊Ｓ、０≦Ｔｉ ^＊ ≦０．０２
5. 前記２次再加熱は下記関係式３を満たす、請求項４に記載の耐衝撃特性に優れた高強度鋼板の製造方法。
   ［関係式３］
   Ｒ＝Ｅｘｐ（－４５０／（Ｈ＋２７３））＊ｈ^０．４８、２０≦Ｒ≦３０
   （Ｈは２次再加熱温度（℃）であり、ｈは２次再加熱維持時間（ｓｅｃ）である）
6. 前記鋼スラブの再加熱は１２００～１３５０℃の温度範囲で行う、請求項４又は５に記載の耐衝撃特性に優れた高強度鋼板の製造方法。
7. 前記熱間圧延は８５０～１１５０℃の温度範囲で行う、請求項４から６のいずれか１項に記載の耐衝撃特性に優れた高強度鋼板の製造方法。
8. 前記熱間圧延後、５００～７００℃の温度範囲まで１０～７０℃／ｓｅｃの冷却速度で冷却する、請求項４から７のいずれか１項に記載の耐衝撃特性に優れた高強度鋼板の製造方法。
   

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