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
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Description
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
[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
[関係式3]
R=Exp(-450/(H+273))*h0.48、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)
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。
[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))*h0.48、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)
Claims (8)
- 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、
1cm2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1×103個以下であり、
1cm2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1×107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 - 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。
- 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。
- 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 - 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))*h0.48、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) - 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。
- 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。
- 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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