JP2008045154A - 溶接性、加工性に優れ、高硬度飛翔体に対する耐高速衝突貫通性能に優れる高硬度熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【目的】高硬度飛翔体に対する耐高速衝突貫通性能と、溶接性、加工性を有する熱延鋼板を提供する。
【解決手段】Ｃ：０．２２〜０．３０％未満、Ｓｉ：０．１５〜０．５０％、Ｍｎ：０．１０〜０．６０％未満、Ｐ：０．００５％以下、Ｓ：０．００２０％以下、Ｎｉ：２．５〜４．５％、Ｍｏ：０．２０〜１．００％未満、Ｎｂ：０．００５〜０．０３０％、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．００６％以下を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる化学成分を有し、選択的にＣｒ：０．１０〜０．８０％、Ｖ：０．０１〜０．２０％、Ｔｉ：０．００３〜０．０３０％、Ｂ：０．０００５〜０．００３０％のうちの１種または２種を含有し、かつＰＣＥ値が０．６０％以下である鋼において、旧オーステナイトの平均粒径が６μｍ以下であるマルテンサイト組織の分率が９５％以上のミクロ組織からなり、ブリネル硬さが４７０以上５６０以下であることを特徴とする。
【選択図】 図２

Description

この発明は、構造部材に用いられる溶接性、加工性および高硬度飛翔体に対する耐高速衝突貫通性能に優れた高硬度熱延鋼板およびその製造方法に関する。

鋼板に高速の飛翔体が衝突する場合、一般に鋼板の硬度が高いほど飛翔体は貫通しにくくなる。そのため高硬度の鋼板は、音速を超える高速で飛翔する弾丸などから人命や機材を防御する、いわゆる装甲用の板材として用いられる場合がある。装甲板の用途はさまざまであるが、車両などの構造用部材に用いられる場合には耐貫通性能だけでなく良好な溶接性が要求され、さらに適用される部材によっては曲げなどの加工性が良好であることも同時に要求される。

衝突する飛翔体、すなわち弾丸には鉛がコアである低硬度のものと、高硬度鋼やタングステンなどがコアである高硬度のものに大別される。後者の高硬度飛翔体の貫通力は、低硬度飛翔体に比べて格段に大きくなるので、防御に用いる鋼材の厚さも相当厚くならざるを得ない。しかし車両の動力性能には制約があるため、車両の構造部材とする防護鋼板の重量は極力小さくする必要があり、できるだけ薄い板厚で必要な耐貫通性能を得ることが望ましい。

溶接にあたって、特殊な溶材や溶接方法が必要とされたり、高温の予熱が必要とされたりする場合、適用する部材の範囲や溶接補修が制限される。したがって、例えば一般的な溶材を用いた通常のＣＯ_２溶接が予熱なしで可能であることが望ましい。

曲げ加工が困難である場合にも使用部位が限定される。したがって、例えば５ｔ（板厚の５倍の曲げ半径）での１８０度曲げで欠陥がなく曲げられるような加工性を有することが望ましい。

さらに経済性を考慮するならば、製造負荷の大きい鍛造鋼などではなく、製造負荷の比較的小さい熱延鋼板であることが望ましい。

本発明者は、高い耐高速衝突貫通性能を有する鋼材に関して、先に特許文献１、特許文献２にて開示した。同文献に記載の発明は、低硬度飛翔体（鉛弾）が９００ｍ／ｓを超えるような高速で衝突する際の耐貫通性能を想定している。溶接性については特許文献２では予熱を前提とした溶接性については考慮しているものの、予熱なしでの溶接性までは考慮していない。また、曲げ加工性については特許文献１、特許文献２とも考慮していない。

こうしたことから、高硬度飛翔体に対する耐高速衝突貫通性能と、溶接性、加工性を有し、経済的に製造できる熱延鋼板はこれまで知られていない。

特開平１１−２６４０５０号公報 特開２００５−２６４２７５号公報

そこで、本発明は、高硬度飛翔体に対する耐高速衝突貫通性能と、溶接性、加工性を有し、経済的に製造できる熱延鋼板を提供することを目的とするものである。

本発明者は、先に特許文献２に記載の発明で、低硬度飛翔体に対する耐高速衝突貫通性能を向上させるための知見を得た。しかしながら、飛翔体が高硬度になると貫通現象が大きく異なることから、新たに高硬度飛翔体を鋼板に衝突させる実験を重ね、その際に飛翔体の貫通、非貫通を左右する鋼板に関する様々な要因を解析した。

その結果第一に、鋼板の高硬度飛翔体に対する耐高速衝突貫通性能には、最適な硬さの範囲が存在することを知見した。高硬度飛翔体に対しても耐貫通性能を向上させるためにはある程度高い硬度が必要でありマルテンサイト組織が有利であるが、高硬度ほど変形能が低下する傾向があり、また高硬度になると裏面の割れや剥離などが生じやすい傾向もあり、硬さと耐貫通性能との関係はリニアではない。

図１に、板厚１８ｍｍ×縦３００ｍｍ×横３００ｍｍの鋼板（Ｃ：０．１８〜０．３７％、Ｓｉ：０．１８〜０．２５％、Ｍｎ：０．３５〜０．５１％、Ｐ：０．００２〜０．００４％、Ｓ：０．０００４〜０．０００８％、Ｎｉ：３．１〜３．７％、Ｃｒ：０〜０．５％、Ｍｏ：０．３０〜０．５６％、Ｎｂ：０．０１３〜０．０１７％、Ａｌ：０．０６〜０．０７％、Ｎ：０．００３〜０．００５％でいずれも質量％、旧オーステナイトの平均粒径が６μｍ以下かつマルテンサイト組織の分率９５％以上）のブリネル硬さと非貫通限界速度Ｖ５０との関係を示す。ここでのＶ５０とは、貫通と非貫通がほぼ５０％となる飛翔体の速度を意味し、具体的には直径約１３ｍｍ、重量約２５ｇで先端が円錐状のＨｖ７００（焼入れ炭素鋼）の飛翔体を用いて試験体手前２ｍの距離で撃速を測定し、撃速を変化させて鋼板と垂直に衝突させ、鋼板裏面に設置した厚さ０．５ｍｍのアルミ板に飛翔体または鋼板の破片による損傷が全く生じない場合に非貫通と判定し、１５ｍ／ｓの速度幅内に非貫通と貫通がそれぞれ１発ずつ得られるまで射撃を行い、その２つの撃速の平均値として求めたものである。

図１に示すように、ブリネル硬さが４７０以上、５６０以下の範囲において高い耐貫通性能が得られている。鋼板のブリネル硬さが４７０より低いときには、Ｖ５０を超える撃速では高硬度飛翔体自体が貫通する。一方、鋼板のブリネル硬さが５６０より高いときには、高硬度飛翔体自体は貫通しなくても、裏面に割れが生じたり、裏面の一部が剥離したりして破片が飛散するために貫通と判定されることがあり、そのため結果としてＶ５０が低くなる。したがって、本発明ではブリネル硬さ（ＨＢ）を４７０〜５６０とした。

第二に、本発明の重要な知見として、マルテンサイト組織の旧オーステナイト粒径を、従来の一般的なマルテンサイト鋼などに比べて大幅に微細化させることによって耐貫通性能を大きく向上させ得ることを見出した。

図２に、板厚１８ｍｍ×縦３００ｍｍ×横３００ｍｍで、ブリネル硬さ約４００の供試鋼（Ｃ：０．１８％、Ｓｉ：０．２２％、Ｍｎ：０．４１％、Ｐ：０．００４％、Ｓ：０．０００５％、Ｎｉ：３．３％、Ｍｏ：０．３３％、Ｎｂ：０．０１７％、Ａｌ：０．０７％、Ｎ：０．００４％でいずれも質量％、ＨＢ：３９８〜４１１）と、ブリネル硬さ約５００の供試鋼（Ｃ：０．２４％、Ｓｉ：０．２５％、Ｍｎ：０．５１％、Ｐ：０．００３％、Ｓ：０．０００６％、Ｎｉ：３．４％、Ｍｏ：０．３５％、Ｎｂ：０．０１５％、Ａｌ：０．０７％、Ｎ：０．００４％でいずれも質量％、ＨＢ４９２〜５０８）それぞれの、旧オーステナイト粒径と非貫通限界速度Ｖ５０との関係を示す。ここでのＶ５０も上記と同じ方法で測定したもので、貫通と非貫通がほぼ５０％となる飛翔体の速度である。

図２から、マルテンサイト組織の旧オーステナイト粒径が６μｍ以下となるところで顕著に高硬度飛翔体に対する耐貫通性能が向上することがわかる。特にブリネル硬さ約５００でかつ旧オーステナイト粒径が６μｍ以下の場合に非常に優れた耐貫通性能を示している。

飛翔体の撃速が大きくなると、鋼板裏面側の突出が大きくなり、ある限界突出量で割れや剥離が生じて破片が飛散し、貫通と判定される。同じ硬さの鋼板について高硬度飛翔体衝突時の挙動を比較すると、粒径が６μｍ以下になると、同じ程度の撃速で同じ程度の裏面側の突出量であっても粒径が６μｍ超のものに比べて割れが生じにくくなり、その結果Ｖ５０が高くなる傾向が認められる。このことから、旧オーステナイト粒径細粒化により、高速変形に対する鋼板の変形能が向上しているのではないかと考えている。尚、旧オーステナイト粒径の下限は特に規定しないが、１μｍ未満は工業的に実現が難しいため１μｍ以上が好ましい。

上記のように、マルテンサイト組織の旧オーステナイト粒径を６μｍ以下に細粒化させることで高硬度飛翔体に対する耐貫通性能を大きく向上できるという知見を得たことから、引き続き発明者は、このような微細組織を安定的に得るための熱延鋼板製造プロセスについて検討を重ねた。

その結果第一に、加熱時のオーステナイト粒径には加熱前組織の影響が大きく、オーステナイト微細化に最適な加熱前組織は、粗大なＭ−Ａ（マルテンサイトとオーステナイトの混成組織）や残留オーステナイトが少ない微細なベイナイト組織であることを知見した。微細なベイナイト組織とする目的は、焼入れ再加熱時に変態核生成サイトを増加させることである。粗大Ｍ−Ａや残留オーステナイトは前組織との方位関係を残していて方位が揃っているので、再加熱時にそれらを核として生成するオーステナイトは周囲のオーステナイトと合体しやすく、特に加熱温度がＡｃ３に近いときに結晶粒の一部が異常に粗大化するために平均粒径が大きくなることがある。粗大なＭ−Ａや残留オーステナイトの生成を抑制する目的は、このような混粒組織となることを回避し、微細均一な加熱オーステナイトを得ることにある。

具体的には、Ｎｂを適量添加した鋼を８４０℃以下７９０℃以上で累積圧下率４０％以上を確保する制御圧延を行ない、さらに熱間圧延終了後直ちに３℃／ｓ以上の冷却速度で５５０℃以下３００℃以上の温度まで加速冷却を行う。Ｎｂにより再結晶を抑制しながら制御圧延することにより加工組織を微細化し、さらに速やかに加速冷却を行うことによって圧延後の再結晶進行を抑制して、微細なベイナイト組織を得る。冷却停止温度を５５０℃以下３００℃以上とすることにより、粗大なＭ−Ａ、および残留オーステナイトの生成を抑制する。

第二に、焼入れ加熱時のオーステナイト粒径と焼入れ加熱温度には高い相関関係があり、焼入れ加熱温度が低いほど、加熱時のオーステナイト組織は微細になることを知見した。加熱温度の下限はＡｃ３変態点であるので、合金化学成分などの調整により鋼材のＡｃ３変態点を低くすることにより、焼入加熱温度をより低く設定でき、より一層加熱オーステナイト組織を微細化することができる。

Ａｃ３変態点を大きく低下させるためには、オーステナイトフォーマーを多く添加する方法がある。Ｎｉ、Ｍｎはいずれも強力なオーステナイトフォーマーであるが、Ｎｉは靭性を向上させるので被弾時の割れを抑制する効果があるのに対し、Ｍｎは多量に添加すると靭性を低下させるので、Ａｃ３変態点を調整するために添加する合金としてはＮｉを優先する。

上述した適切な制御圧延と加速冷却を行った鋼板を再加熱焼入れしたときの、Ａｃ３変態点と焼入れ加熱温度、旧オーステナイト粒径の関係を図３に示す。板厚２０ｍｍの種々の供試鋼板（Ｃ：０．２３〜０．２８％、Ｓｉ：０．１７〜０．２５％、Ｍｎ：０．３７〜０．４９％、Ｐ：０．００２％、Ｓ：０．０００５〜０．０００８％、Ｎｉ：１．５〜４．１％、Ｃｒ：０〜０．５％、Ｍｏ：０．２４〜０．４１％、Ｎｂ：０．０１１〜０．０１７％、Ｎ：０．００３〜０．００５％でいずれも質量％）を、すべての供試鋼板において８４０℃以下７９０℃以上で累積圧下率４０％以上を確保する制御圧延を行ない、さらに熱間圧延終了後直ちに３℃／ｓ以上の冷却速度で５５０℃以下３００℃以上の温度まで冷却した。さらにこれらの鋼板につき焼入加熱温度Ｔｑを様々に変化させて焼入れを行い、焼入れ後の鋼板の旧オーステナイト粒径を測定した。図３に示すように、焼入れ加熱温度ＴｑがＡｃ３温度＋４０℃超では、再結晶が進んでしまうため６μｍ以下の微細な旧オーステナイト粒は得られていない。またＴｑがＡｃ３変態点＋１０℃未満では混粒となってかえって平均旧オーステナイト粒径が大きくなる場合があるため、安定的には６μｍ以下の微細な旧オーステナイト粒は得られない。また、焼入加熱温度が高温の場合には再結晶が進みやすく、ＴｑがＡｃ３変態点＋１０℃〜＋４０℃の範囲内であっても８１０℃を超えると、やはり６μｍ以下の微細な旧オーステナイト粒が得られないことがある。鋼材のＡｃ３変態温度が８００℃を超える場合には、ＴｑをＡｃ３変態点＋１０℃かつ８１０℃以下とすることができないので、鋼材のＡｃ３変態温度を少なくと８００℃以下とすることが必須となる。

したがって、６μｍ以下の微細な旧オーステナイト粒を安定的に得るためには、Ｎｉ添加などによりＡｃ３変態点を少なくとも７９０℃以下に低くするとともに、焼入加熱温度をＡｃ３変態点＋１０℃〜＋４０℃で、かつ８１０℃以下にすることが必要な条件である。

低硬度飛翔体に対する耐高速衝突貫通性能向上については、特許文献２に記載されるように、断熱的なせん断力によって鋼板が栓状に打ち抜かれるプラッギング現象を回避することが非常に重要であった。高硬度飛翔体では貫通力が大きいことから防御に用いる鋼材の厚さが比較的厚いので全厚が栓状に打ち抜かれるいわゆるプラッギング現象はあまり見られない。しかしながら比較的撃速が高い場合に裏面の一部が剥離して飛散する現象があり、冶金的な解析の結果、これにはやはり断熱的なせん断力が作用していることがわかった。

この裏面剥離現象を回避するためには、プラッギング現象の回避と同様に、（ａ）マルテンサイト組織の高密度の転位を固着して高温になったときの抵抗力を高めるＭｏおよびＮｂの添加、（ｂ）旧オーステナイト粒径の微細化、（ｃ）Ａｃ３変態点の高温化が有効である。本発明においては旧オーステナイト細粒化のためＡｃ３変態温度を低くすることが必須であるので（ｃ）の対策はとれないが、Ａｃ３変態点を低温化しても著しい細粒化ができれば（ｂ）の効果が大きく、耐貫通性能には有利である。ただし過剰なＡｃ３温度低温化は断熱せん断による裏面剥離が生じやすくなり、かえって耐貫通性を低下させることがあるので、Ｎｉ添加量などには配慮が必要である。

本発明鋼は結晶粒径が微細であることから、高硬度であるにもかかわらず溶接性は比較的良好である。溶接性については、合金元素を抑制すること、具体的にはＰＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／１２＋Ｎｉ／５０＋Ｃｒ／１５＋Ｍｏ／６＋Ｖ／８＋２５Ｐ＋３０Ｓ＋１５Ｂで示されるＰＣＥを０．６０以下にすれば、予熱なしで割れなく溶接が可能であることを確認した。図４にＰＣＥと溶接性の関係を調査した結果を示す。板厚２０ｍｍの供試鋼板（Ｃ：０．２２〜０．２９％、Ｓｉ：０．１７〜０．２７％、Ｍｎ：０．３０〜０．５１％、Ｐ：０．００１〜０．００５％、Ｓ：０．０００５〜０．００１８％、Ｎｉ：２．７〜４．４％、Ｃｒ：０〜０．６％、Ｍｏ：０．２４〜０．７９％、Ｎｂ：０．００９〜０．０１８％、Ｔｉ：０〜０．０１７％、Ｂ：０〜０．００５２％、Ｎ：０．００３〜０．００５％でいずれも質量％、旧オーステナイトの平均粒径が６μｍ以下、マルテンサイト組織の分率が９５％以上、かつブリネル硬さ４７０以上５６０以下）を用いて、ＪＩＳ Ｚ ３１５４に従った溶接われ試験（ＣＯ２溶接にて入熱２．０ｋＪ／ｍｍ、溶材ＹＭ−２８（１．２ｍｍφ）、雰囲気温度２０℃、湿度６０％、予熱なし）を行い、割れが生じない場合を合格とした。図４から、ＰＣＥが０．６０％以下であれば予熱なしで割れなく溶接が可能であることがわかる。

鋼板のミクロ組織はできるだけフルマルテンサイトに近い組織が望ましい。組織のマルテンサイト分率が低下して残留オーステナイト分率などが高くなると硬さが低下するので、マルテンサイトの組織分率が９５％以上であることが望ましい。

本発明は、これらの知見に基づいてなされたものであり、その要旨とするところは下記のとおりである。

（１） 質量％で、Ｃ：０．２２％以上、０．３０％未満、Ｓｉ：０．１５％以上、０．５０％以下、Ｍｎ：０.１０％以上、０．６０％未満、Ｐ：０．００５％以下、Ｓ：０．００２０％以下、Ｎｉ：２．５％以上、４．５％以下、Ｍｏ：０．２０％以上、１．００％未満、Ｎｂ：０．００５％以上、０．０３０％以下、Ａｌ：０．０１％以上、０．１０％以下、Ｎ：０．００６％以下を含み、その他Ｆｅおよび不可避的不純物からなる化学成分を有し、かつ下記式で示されるＰＣＥ値が０．６０％以下である鋼において、旧オーステナイトの平均粒径が６μｍ以下であるマルテンサイト組織の分率が９５％以上のミクロ組織からなり、ブリネル硬さが４７０以上５６０以下であることを特徴とする、溶接性、加工性および高硬度飛翔体に対する耐高速衝突貫通性能に優れる高硬度熱延鋼板。
ＰＣＥ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／１２＋［Ｎｉ］／５０＋［Ｃｒ］／１５＋［Ｍｏ］／６＋［Ｖ］／８＋２５［Ｐ］＋３０［Ｓ］＋１５［Ｂ］ ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］、［Ｐ］、［Ｓ］、［Ｂ］はそれぞれ、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｐ、Ｓ、Ｂの質量％である。

（２） 質量％で、さらに、Ｃｒ：０．１０％以上、０．８０％以下、Ｖ：０．０１％以上、０．２０％以下、Ｔｉ：０．００３％以上、０．０３０％以下、Ｂ：０．０００５％以上、０．００３０％以下のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする、前記（１）項に記載の溶接性、加工性および耐高速衝突貫通性能に優れる高硬度熱延鋼板。

（３） 前記（１）または（２）項に記載の化学成分を有する鋼片または鋳片を１１００℃以上に加熱し、８４０℃以下７９０℃以上で累積圧下率４０％以上を確保する熱間圧延を行なって厚鋼板とし、熱間圧延後直ちに３℃／ｓ以上の冷却速度で５５０℃以下３００℃以上の温度まで加速冷却を行う。さらにこれをＡｃ３変態点＋１０℃〜Ａｃ３変態点＋４０℃でかつ、８１０℃以下の温度に再加熱した後に、５℃／ｓ以上の冷却速度で１００℃以下まで冷却する熱処理を行なうことを特徴とする、溶接性、加工性および高硬度飛翔体に対する耐高速衝突貫通性能に優れる高硬度熱延鋼板の製造方法。

本発明によれば、比較的低い合金量でありながら、溶接性、加工性および高硬度飛翔体に対する耐高速衝突貫通性能に優れる高硬度熱延鋼板が得られる。また本発明の製造方法によれば前記熱延鋼板を転炉溶製、熱間圧延により経済的に製造することができる。

以下、本発明について詳細に説明する。

まず、本発明の鋼成分の限定理由を述べる。
Ｃは、マルテンサイトの硬さを決定する重要な元素である。本発明における所期の耐貫通性能を得るのに必要なブリネル硬さ４７０以上５６０以下とするために、Ｃの範囲を０．２２％以上０．３０％未満とする。

Ｓｉは、脱酸元素として添加されるが、Ｓｉが極端に低いと断熱せん断による裏面剥離が生じやすく耐貫通性能を低下させる傾向がある。このためＳｉ添加量の下限を０．１５％とする。また、過剰な添加は鋼のＡｃ３温度を高くするため、焼入加熱温度を低くできないので、オーステナイトの細粒化の妨げになる。このためＳｉ添加量の上限を０．５０％とする。

Ｍｎは、ＭｎＳを形成することによってＳの粒界偏析による靭性低下を抑制する。この目的のためには０．１０％以上の添加が必要である。ＭｎはオーステナイトフォーマーでありＡｃ３変態点を下げるのに有効であるが、多量添加によって靭性を低下させるので、Ａｃ３変態点を下げるために添加する合金としてはＮｉを優先する。Ｎｉが一定量添加される前提では、０．６０％以上のＭｎは過剰にＡｃ３変態温度を下げて断熱せん断による裏面剥離を生じさせ、かえって耐貫通性能を低下させることがある。したがって、Ｍｎ含有量は０．１０％以上０．６０％未満とする。

Ｐは、不可避的不純物として、溶接性および曲げ加工性を低下させる有害な元素である。したがって、上限を０．００５％とするとともに、他元素の添加量に応じてＰＣＥが０．６０を超えないように規制する。

Ｓは、溶接性および曲げ加工性を低下させ、被弾時に鋼板裏面に割れを生じやすくして耐貫通性能も低下させる非常に有害な元素である。特に、本発明における所期の曲げ加工性と耐貫通性能を得るために０．００２０％以下に規制する。

Ｎｉは、オーステナイトフォーマーとしてＡｃ３変態点を下げて焼入れ温度を低温化できるようにし、旧オーステナイトを微細化するために本発明において重要な元素である。また靭性を高めるので被弾時の割れを回避するのにも有効である。特にＡｃ３変態点を８００℃以下とするために２．５％以上の添加が必要である。ただし、Ａｃ３変態温度の過度の低下は同時に断熱せん断による裏面剥離を生じやすくするため、かえって耐貫通性能を低下させることがあるので、添加上限を４．５％とする。したがって、Ｎｉ添加量は２．７％以上、４．５％以下とする。

Ｍｏは、マルテンサイト組織中に固溶状態で存在すると高密度の転位を固着して高温になったときの抵抗力を高めることから、断熱せん断力により生じる裏面剥離現象を抑制し、耐貫通性能を向上させるために有効な元素である。しかし、多く添加した場合に溶接性を低下させることがある。耐貫通性能と溶接性とを両立させるため、Ｍｏの添加量は０．２０％以上、１．００％未満とする。

Ｎｂは、熱延中にＮｂ（ＣＮ）として微細に析出してオーステナイトの再結晶を抑制し、かつ焼入加熱時の結晶粒成長も抑制するので、マルテンサイト組織の旧オーステナイト粒径を細粒化するために非常に重要な元素である。この目的のためにＮｂ添加量は、０．００５％以上必要である。ただし過剰に添加すると微細なＮｂ（ＣＮ）が得られず、十分な細粒化効果が得られない。Ｎｂは、Ｍｏと同様に固溶状態で存在すると耐貫通性能を高める効果があるが、本発明においては旧オーステナイト粒の細粒化を重要視して、添加量の上限を０．０３０％とする。

Ａｌは、脱酸元素または介在物形態制御元素として０．０１％以上添加する。また、Ｂを添加する場合に、焼入性向上に必要なフリーＢを確保するためにＮを固定する目的で０．０５％以上添加する場合がある。いずれの場合も過剰な添加は靭性を低下させる場合があるので上限は０．１０％とする。

Ｎは、過剰に含有されると靱性を低下させる有害な元素であるので、その量は少ないほうが良い。望ましくは、０．００６％以下とする。

以上は本発明における鋼の基本化学成分であるが、さらに本発明では上記化学成分の他に、Ｃｒ、Ｖ、Ｔｉ、Ｂのうち一種または二種以上添加することができる。

Ｃｒは、焼入性を向上させるので、特に鋼板厚の厚い場合に、板厚中心まで十分なマルテンサイト組織分率を得るために添加する。０．１０％未満ではそれらの効果は小さく、逆に０．８０％を超えると、Ａｃ３変態点が高くなり、焼入れ温度が制約されるので、Ｃｒの含有量は０．１０〜０．８０％とすることが望ましい。

Ｖは、焼入性向上に有効である。０．０１％未満ではそれらの効果は小さく、逆に０．２０％を超えると粗大析出物を形成するために靱性に有害である。したがって、Vの含有量は０．０１％以上、０．２０％以下とすることが望ましい。

Ｔｉは、Ｂを添加する場合に、ＮをＴｉＮとして固定することでＢＮを形成させないようにして、焼入性向上に必要なフリーＢを確保するために０．００３％以上添加するが、過剰な添加は靭性を阻害するので、添加上限は０．０３０％とする。

Ｂは、焼入性を高めるので、特に鋼板厚の厚い場合にマルテンサイト組織を得やすくするために添加する。その効果を発揮するには０．０００５％以上必要であるが、０．００３０％を超えて添加すると溶接性や靭性を低下させることがあるので、Ｂの含有量は０．０００５％以上、０．００３０％以下とする。

溶接性については上述のように、合金元素を抑制すること、具体的にはＰＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／１２＋Ｎｉ／５０＋Ｃｒ／１５＋Ｍｏ／６＋Ｖ／８＋２５Ｐ＋３０Ｓ＋１５Ｂで示されるＰＣＥを０．６０以下にすれば、予熱なしで割れなく溶接が可能である。

前記のように、本発明は鋼成分に加え、ミクロ組織を極力フルマルテンサイト組織とすることで高い耐貫通性能が得られるものである。ミクロ組織は、主としてマルテンサイト、またはマルテンサイトと残留オーステナイトの混合組織であり、マルテンサイトの組織分率が９５％以上であることを特徴とする。残留オーステナイトは、マルテンサイト組織と形態的には類似しており、ミクロ組織の観察から残留オーステナイトとマルテンサイトを判別することは容易ではない。マルテンサイトと残留オーステナイトの組織分率は、Ｘ線分析によりフェライトの積分強度とオーステナイトの積分強度の比から定量的に求めることができる。尚、マルテンサイトの組織分率の上限は特に規定せず、マルテンサイト以外の組織が測定不可能な場合まで含まれる。

次に製造方法について述べる。

まず、上記の鋼成分の鋼片または鋳片を加熱して熱間圧延を行なう。

加熱温度は、Ｎｂを固溶させるために１１００℃以上とする。

熱間圧延は、８４０℃以下、７９０℃以上の温度域で累積圧下率４０％以上を確保する。これは、Ｎｂ（ＣＮ）を析出させ、十分な制御圧延効果を得るためである。制御圧延が８４０℃超であったり、８４０℃以下、７９０℃以上の温度域での累積圧下率が４０％未満では十分な加工組織が得られず微細なベイナイトが得られないために、結果として再加熱時に６μｍ以下のオーステナイトが得られないことがある。また、７９０未満の温度で圧延を行うと、鋼板の集合組織が強くなって被弾時に剥離しやすくなる場合がある。

熱間圧延後、直ちに３℃／ｓ以上の冷却速度で５５０℃以下３００℃以上の温度まで加速冷却を行う。この目的は、加熱前組織の粗大Ｍ−Ａや残留オーステナイトの生成を抑制することにある。熱間圧延後の冷却速度が３℃／ｓ未満であったり、加速冷却の終了温度が５５０℃超であるとベイナイト変態が不十分になりＭ−Ａが生成しやすい。また加速冷却の終了温度が３００℃未満でも部分的にマルテンサイト変態になってやはりＭ−Ａが生成しやすく、いずれの場合も結果として再加熱時に６μｍ以下のオーステナイトが得られなないことがある。

熱間圧延後の鋼板をＡｃ３変態点＋１０℃〜Ａｃ３変態点＋４０℃でかつ、８１０℃以下の温度に再加熱する。これにより、上述のように平均粒径が６μｍ以下の再加熱オーステナイトを得ることができる。さらにこれを５℃／ｓ以上の冷却速度で１００℃以下まで冷却することにより、マルテンサイト組織の分率を９５％以上とし、４７０以上５６０以下のブリネル硬さとすることができる。冷却速度が５℃／ｓ未満、あるいは加速冷却の終了温度が１００度超では、マルテンサイト組織の分率が９５％以上とならず、結果として４７０以上５６０以下のブリネル硬さが得られない場合がある。焼戻し熱処理は特に必要ないが、３００℃以下の温度で熱処理しても鋼板の諸特性は本発明を逸脱しない。

このような製造方法で得られる鋼は組織が微細であるので、高硬度でありながら優れた曲げ加工性を示す。また、本発明の鋼成分、不純物量は転炉溶製で製造可能であり、熱延で製造できるため製造コストが比較的安価であり、経済性にも優れる。

装甲用途としては、車体、船体、あるいは建造物の部材としての用途などが考えられ、それぞれの用途に応じて、厚板または薄板として用いてもよい。全厚にわたって本発明の硬さ、旧オーステナイト粒径を具備し得るのは、水冷により板厚中心まで８℃／ｓの焼入れ冷却速度が得られる板厚５０ｍｍ程度までであるが、それ以上の板厚の鋼板としても耐貫通性能は高く、装甲用途に適用化能である。

鋼材単体で用いてもよいし、あるいは複数枚を積層して用いてもよい。さらに表面か裏面または両面に防弾繊維やアルミ、チタン等他の材料や別の鋼板を貼り合わせる形状としてもよい。

表１に示す化学成分を有するＡ〜ＡＢの鋼を溶製して得られた鋼片を、１２００℃に加熱後、表２に示す１〜３１の本発明例と比較例のそれぞれの製造条件で、板厚２０ｍｍの鋼板を製造した。

これらの鋼板について、高硬度飛翔体の高速衝突に対する耐貫通性能を調査した。具体的には、直径約１３ｍｍ、重量約２５ｇで先端が円錐状のＨｖ７００（焼入れ炭素鋼）の飛翔体を用いて試験体手前２ｍの距離で撃速を測定し、撃速約７５０ｍ／ｓ（７３９ｍ／ｓ〜７５８ｍ／ｓ）で鋼板と垂直に衝突させ、鋼板裏面に設置した厚さ０．５ｍｍのアルミ板に飛翔体の貫通または鋼板の破片による損傷が全く生じない場合に耐弾と判定した。１枚の鋼板面にそれぞれの着弾位置を１０ｃｍ以上離して２発射撃して２発とも非貫通となった場合を合格、１発でもアルミ板が損傷したものを不合格とした。試験鋼板の板厚はすべて２０ｍｍとした。

溶接性の評価は、前記ＪＩＳ Ｚ ３１５４に準拠した内容で実施した。

曲げ加工性は、ＪＩＳ Ｚ２２４８に規定の方法で、試験片ＪＩＳ１号により板厚の５倍（５ｔ）でのＣ方向 １８０度曲げを行い、曲試験後にわん曲部の外側の裂けきずその他の欠陥が生じない場合に合格とした。

靱性は−４０℃におけるシャルピー衝撃試験の１ｃｍ^２あたりの吸収エネルギー値の３本の平均値で評価した。試験片は板厚中心部から圧延方向に直角に採取し、５ｍｍ幅サブサイズのＪＩＳ Ｚ ２２０１ ４号シャルピー試験片とした。靭性が低い場合、加工などの問題が生じることがあるほか、被弾時に割れが発生しやすくなり耐高速衝突貫通性能が低下する場合がある。マルテンサイトおよび残留オーステナイト体積率Ｖγ（％）は、理学電機製微小焦点Ｘ線応力測定装置ＰＳＰＣ−Ｍ／ＳＦ型を用い、Ｃｒ−Ｋαターゲット、管電圧３０ｋＶ、管電流２０ｍＡの条件で、Ｘ線によりフェライト（２１１）面とオーステナイト（２２０）面の積分強度比を求め、（１）式により算出した。

Ｖγ（％）＝｛１／〔（Ｋ×２Ｉａ／Ｉｒ）＋１〕｝×１００ ・ ・ ・ （１）
ここで、Ｉａ：フェライトの積分強度、
Ｉｒ：オーステナイトの積分強度、
Ｋ ：補正係数（＝０．３０）
旧オーステナイト粒径は、ＪＩＳ Ｇ０５５１に規定の鋼結晶粒度顕微鏡試験方法に準拠して平均結晶粒径を測定した。

なお、表中で下線を付した数値は、本発明外の化学成分、温度条件および特性が不十分なものを示す。

表２の本発明例１〜９においては、すべて前記の耐貫通性能試験、溶接割れ試験、曲げ加工試験に合格している。これに対し、本発明により限定された化学成分範囲を逸脱した比較例１０〜２９においては、製造法は本発明法であるにもかかわらず、耐貫通性能、溶接性、曲げ加工性のうちひとつ以上で不合格となっている。また化学成分は本発明鋼範囲内であっても本発明の製造法を逸脱した比較例３０〜３７もやはり耐貫通性能、溶接性、曲げ加工性のうちひとつ以上で不合格となっている。

ブリネル硬さと非貫通限界速度Ｖ５０との関係を示す図である。 ブリネル硬さ４００および５００の鋼板の、旧オーステナイト粒径と非貫通限界速度Ｖ５０との関係を示す図である。 Ａｃ３変態点と焼入れ加熱温度、旧オーステナイト粒径の関係を示す図である。 ＰＣＥ値とＪＩＳ Ｚ３１５４溶接割れ試験における割れ発生有無との関係を示す図である。

Claims (3)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．２２％以上、０．３０％未満、
   Ｓｉ：０．１５％以上、０．５０％以下、
   Ｍｎ：０.１０％以上、０．６０％未満、
   Ｐ：０．００５％以下、
   Ｓ：０．００２０％以下、
   Ｎｉ：２．５％以上、４．５％以下、
   Ｍｏ：０．２０％以上、１．００％未満、
   Ｎｂ：０．００５％以上、０．０３０％以下、
   Ａｌ：０．０１％以上、０．１０％以下、
   Ｎ：０．００６％以下
   を含み、その他Ｆｅおよび不可避的不純物からなる化学成分を有し、かつ下記式で示されるＰＣＥ値が０．６０％以下である鋼において、旧オーステナイトの平均粒径が６μｍ以下であるマルテンサイト組織の分率が９５％以上のミクロ組織からなり、ブリネル硬さが４７０以上５６０以下であることを特徴とする、溶接性、加工性および高硬度飛翔体に対する耐高速衝突貫通性能に優れる高硬度熱延鋼板。
   ＰＣＥ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／１２＋［Ｎｉ］／５０＋［Ｃｒ］／１５＋［Ｍｏ］／６＋［Ｖ］／８＋２５［Ｐ］＋３０［Ｓ］＋１５［Ｂ］
   ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］、［Ｐ］、［Ｓ］、［Ｂ］はそれぞれ、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｐ、Ｓ、Ｂの質量％である。
2. 質量％で、さらに、
   Ｃｒ：０．１０％以上、０．８０％以下、
   Ｖ：０．０１％以上、０．２０％以下、
   Ｔｉ：０．００３％以上、０．０３０％以下、
   Ｂ：０．０００５％以上、０．００３０％以下
   のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする、請求項１に記載の溶接性、加工性および耐高速衝突貫通性能に優れる高硬度熱延鋼板。
3. 請求項１または請求項２に記載の化学成分を有する鋼片または鋳片を１１００℃以上に加熱し、８４０℃以下７９０℃以上で累積圧下率４０％以上を確保する熱間圧延を行なって厚鋼板とし、熱間圧延後直ちに３℃／ｓ以上の冷却速度で５５０℃以下３００℃以上の温度まで加速冷却を行う。さらにこれをＡｃ３変態点＋１０℃〜Ａｃ３変態点＋４０℃でかつ、８１０℃以下の温度に再加熱した後に、５℃／ｓ以上の冷却速度で１００℃以下まで冷却する熱処理を行なうことを特徴とする、溶接性、加工性および高硬度飛翔体に対する耐高速衝突貫通性能に優れる高硬度熱延鋼板の製造方法。

Images