(57)【要約】【課題】曲げ性及び靭性の異方性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０８〜０．１５％、Ｓｉ：０．３〜１．５％、Ｍｎ：１．５〜２．５％、Ｐ：≦０．０１％、Ｓ：≦０．０１％、Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｔｉ：０．０３〜０．１５％、Ｎ：≦０．００４％、Ｂ：０．０００３〜０．００１％、Ｏ：≦０．００５％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４２に規定するシャルピー試験における下記エネルギ吸収量Ｅａｂ−Ｌ、Ｅａｂ−Ｃ  の比が０．９以上１．３以下であることを特徴とする曲げ加工性及び靭性の異方性に優れた高強度熱延鋼板。ここで、Ｅａｂ−Ｌ：長さ方向がＬ方向の試験片のシャルピー試験（−４０℃で実施）におけるエネルギ吸収量、Ｅａｂ−Ｃ：長さ方向がＣ方向の試験片のシャルピー試験（−４０℃で実施）におけるエネルギ吸収量を意味する。【選択図】図１
2010156016.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０８〜０．１５％、
Ｓｉ：０．３〜１．５％、
Ｍｎ：１．５〜２．５％、
Ｐ：≦０．０１％、
Ｓ：≦０．０１％、
Ａｌ：０．０１〜０．０５％、
Ｔｉ：０．０３〜０．１５％、
Ｎ：≦０．００４％、
Ｂ：０．０００３〜０．００１％、
Ｏ：≦０．００５％
を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４２に規定するシャルピー試験における下記エネルギ吸収量Ｅａｂ−Ｌ、Ｅａｂ−Ｃ  の比（Ｅａｂ−Ｌ／Ｅａｂ−Ｃ）が０．９以上１．３以下であることを特徴とする曲げ加工性及び靭性の異方性に優れた高強度熱延鋼板。
（記）
Ｅａｂ−Ｌ：長さ方向がＬ方向の試験片のシャルピー試験（−４０℃で実施）におけるエネルギ吸収量
Ｅａｂ−Ｃ：長さ方向がＣ方向の試験片のシャルピー試験（−４０℃で実施）におけるエネルギ吸収量
【請求項２】
さらに、質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．０１５％を含むことを特徴とする請求項１に記載の曲げ加工性及び靭性の異方性に優れた高強度熱延鋼板。
【請求項３】
さらに、質量％で、Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭを１種以上含み、合計で０．００２％以上０．０１％以下を含むことを特徴とする請求項１または２に記載の曲げ加工性及び靭性の異方性に優れた高強度熱延鋼板。
【請求項４】
請求項１、２及び３のいずれかの項に記載の成分の鋼を連続鋳造にてスラブとし、再加熱後あるいは鋳造後直ちに粗圧延を実施し、Ａｒ３変態点以上の温度域で仕上圧延を終了させかつ、その温度域から冷却を開始し、３０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し、１００℃以下の温度域で巻き取ることを特徴とする曲げ加工性及び靭性の異方性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、曲げ加工性及び靭性の異方性に優れかつ、９５０ＭＰａ以上の引張強度を有する高強度熱延鋼板及びその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
本発明は、大型クレーンのブームに使用される高強度熱延鋼板全般にわたり、部材成形時に優れた曲げ加工性を示すとともに、靭性の異方性が小さくかつ、０．２％耐力（ＹＰ）及び引張強度（ＴＳ）といった材質においてもそのバラツキ低減による部材の高性能化に寄与する。一方、製造工程起因の歩留落ちの改善に加えて、非調質での特性向上を図ることにより、製造コストの飛躍的な削減を実現するとともに、加工された部品の使用時における性能バラツキを極力抑えることを目的になされたものである。これまでにも、強度と靭性の優れた高強度熱延鋼板として、特許文献１にＴｉを添加した非調質高強度熱延鋼板に関する技術として開示されている。しかし、当該発明技術においては、曲げ加工性や靭性の異方性への配慮は全くないばかりか、添加されるＴｉ量が高い場合には、後述するようなスラブ段階でのＴｉＣ析出に起因したスラブの脆化が懸念され、生産性を著しく阻害する可能性がある。そのため、曲げ加工性及び靭性と、それらの異方性に影響を与える組織因子として、Ｔｉ系析出物（炭化物、窒化物、硫化物）や製鋼段階で形成される介在物（酸化物）に着目し、それぞれの析出状態制御による特性を大きく改善する本発明とは、全くその技術的視点が異なるものである。
【０００３】
【特許文献１】特開平５−３４５９１７号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
建設機械用のクレーンのブームは、建設対象物の高層化により長尺化される傾向にある。そのため、ブーム自体の軽量化と、吊り上げ運搬容量の拡大を図るため、その素材となる鋼板に対しては、より高い降伏点を有するとともに、曲げ加工性及び靭性に優れた鋼板に対する要求が高まるとともに、部材性能を高いレベルで確保するために、前記特性における異方性が小さいことと合わせ、とくに使用する鋼板内での材質変動が少ないことが要望されている。
【課題を解決するための手段】
【０００５】
そこで、本発明者らは、こうした要求に応えるために成分系と仕上圧延後の冷却及び巻取条件を考慮することで、８８５ＭＰａ以上の０．２％耐力と９５０ＭＰａ以上の引張強度を確保しつつ、曲げ加工性及び靭性の異方性の少ない高強度熱延鋼板及びその製造方法に関わる技術として本発明を完成させた。その要旨は以下の通りである。
【０００６】
（１）  質量％で、
Ｃ：０．０８〜０．１５％、
Ｓｉ：０．３〜１．５％、
Ｍｎ：１．５〜２．５％、
Ｐ：≦０．０１％、
Ｓ：≦０．０１％、
Ａｌ：０．０１〜０．０５％、
Ｔｉ：０．０３〜０．１５％、
Ｎ：≦０．００４％、
Ｂ：０．０００３〜０．００１％、
Ｏ：≦０．００５％
を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４２に規定するシャルピー試験における下記エネルギ吸収量Ｅａｂ−Ｌ、Ｅａｂ−Ｃ  の比（Ｅａｂ−Ｌ／Ｅａｂ−Ｃ）が０．９以上１．３以下であることを特徴とする曲げ加工性及び靭性の異方性に優れた高強度熱延鋼板。
（記）
Ｅａｂ−Ｌ：長さ方向がＬ方向の試験片のシャルピー試験（−４０℃で実施）におけるエネルギ吸収量
Ｅａｂ−Ｃ：長さ方向がＣ方向の試験片のシャルピー試験（−４０℃で実施）におけるエネルギ吸収量
【０００７】
（２）  さらに、質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．０１５％を含むことを特徴とする上記（１）に記載の曲げ加工性及び靭性の異方性に優れた高強度熱延鋼板。
【０００８】
（３）  さらに、質量％で、Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭを１種以上含み、合計で０．００２％以上０．０１％以下を含むことを特徴とする上記（１）または（２）に記載の曲げ加工性及び靭性の異方性に優れた高強度熱延鋼板。
【０００９】
（４）  上記（１）、（２）及び（３）のいずれかの項に記載の成分の鋼を連続鋳造にてスラブとし、再加熱後あるいは鋳造後直ちに粗圧延を実施し、Ａｒ３変態点以上の温度域で仕上圧延を終了させかつ、その温度域から冷却を開始し、３０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し、１００℃以下の温度域で巻き取ることを特徴とする曲げ加工性及び靭性の異方性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１０】
本発明により、材質バラツキが小さいことに加えて、８８５ＭＰａ以上の０．２％耐力と９５０ＭＰａ以上の引張強度を有するとともに、優れた曲げ加工性を具備し、靭性の異方性の少ない高強度熱延鋼板の製造が可能となり、とくに建機用クレーンのブーム部材の軽量化を実現しかつ、その結果として吊り上げ運搬容量の拡大に貢献するものである。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１１】
まず、本発明を完成させるに至った実験について説明する。
【００１２】
本発明者らは、表１に示すような鋼を実験室で溶製し、引き続き実施した熱延により製造した熱延板における材質を評価した。
【００１３】
【表１】
2010156016.tif 000003
【００１４】
なお、熱延条件は、加熱温度：１３００℃、仕上温度：８６０℃、巻取温度：１００℃として実施し、６ｍｍの熱延板を得た。なお、仕上温度から巻取温度までの冷却は、冷却速度：４０℃／ｓとして水冷にて実施した。得られた熱延板の材質については、ＪＩＳ  Ｚ  ２２０１に記載の５号試験片に加工し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に記載の試験方法にしたがって実施した引張試験の結果を同表に示す。さらに、曲げ加工性の評価として、ＪＩＳ  Ｚ  ２２０４に記載の３号試験片に加工し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４８に記載の方法に従い、幅：５０ｍｍ、長さ１００ｍｍの試験片を使用し、曲げ軸を圧延方向と平行方向として１８０°で密着曲げを実施した際の割れ長さを測定し、試験片幅に対する割合で評価した。一方、靭性については、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４２に記載の方法に従ってＶノッチを付けたサブサイズの試験片を用いて実施し、試験温度：−４０℃での吸収エネルギをＬ方向（Ｅａｂ−Ｌ）及びＣ方向（Ｅａｂ−Ｃ）で評価した。図１及び２はそれらの結果を示すものである。曲げ加工性については、図１に示すようにＴｉ量の増加に伴い割れ長さが減少し、Ｔｉ量が０．０３％を超えると割れが生じなくなる。一方、靭性の異方性についても、図２に示すようにＴｉ量が０．０３％を超えるとＬ方向とＣ方向のエネルギ吸収量にほとんど差がなくなる（０．９≦（Ｅａｂ−Ｌ／Ｅａｂ−Ｃ）≦１．３の範囲となる。）ことを知見した。したがって、本発明では、０．９≦（Ｅａｂ−Ｌ／Ｅａｂ−Ｃ）≦１．３と限定した。これらの特性は、図３に示すようにＪＩＳＧ０５５５に記載のＡ系介在物の清浄度に影響を受けることが知見され、Ｔｉ添加量の増加に伴いＡ系介在物の清浄度が低減し、Ｔｉ量が０．０３％を超えると０となることが見出された。
【００１５】
さらに、Ｔｉ量の影響については、図４に示すように熱延板での強度へも影響を及ぼすことも知見した。すなわち、０．１５％を超えて添加されると強度が低下する。これは、スラブ段階で析出するＣを含むＴｉ系析出物が加熱段階で完全に固溶しきれないことに起因した、冷却焼入れ時のマルテンサイトの硬度が低下するためと推察される。
以下に本発明の成分および製造方法の限定理由について説明する。
【００１６】
Ｃは、本発明において強度を決める重要な元素である。すなわち、本発明における製造条件で焼入れ後の強度を確保するために０．０８％以上必要である。しかし、過度の添加は溶接部の靭性を劣化させるばかりでなく、連続鋳造で製造されるスラブ段階での結晶粒径を粗大化させることから、本発明では、その他に強度を高める元素が添加されることから、スラブの靭性を劣化させるため０．１５％を上限とする。
【００１７】
Ｓｉは、鋼の脱酸時に使用される元素である同時に、強度を確保する場合に添加される元素である。脱酸のためにのみ使用される場合には、不可避的に添加されることになるが、本発明では、熱間圧延後の冷却中や巻取処理中でのセメンタイトの析出を抑制するために、０．３％以上添加するが、好ましくは０．６％を超えて添加するほうが良い。しかし、過度に添加されると溶接性の劣化やスケール模様の原因となることから、１．５％を上限とする。
【００１８】
Ｍｎは、固溶強化に加えて焼入れ性を確保し、強度確保のために添加される。１．５％未満では効果が得られないことからこれを下限とする。一方、過度の添加は溶鋼温度の低下を招き、製鋼段階での生産性を低下させるため、２．５％を上限とする。
【００１９】
Ｐも固溶強化に寄与する元素として鋼の高強度化に利用される元素であるが、粒界に偏析しやすい元素である。したがって、本発明において対象とする部材においては、二次加工性や靭性を確保する必要があるため、０．０１％を上限とする。
【００２０】
Ｓは、本発明における曲げ加工性と靭性の異方性に影響を与える元素の１つである。極力少ない方が好ましいが、過度の低下は脱硫コストの大幅な増加と生産性の低下を招くため、０．０１％を上限とする。
【００２１】
ＴｉもＳと同様に、本発明における曲げ加工性と靭性の異方性に影響を与える元素である。すなわち、０．０３％未満では、硫化物としてＭｎＳの形成が多くなり、その結果、熱間圧延による変形によりそれらの異方性を劣化させるため、これを下限とする。一方、過度に添加されると、スラブ段階での析出強化に起因した靭性劣化による、生産性及び歩留の低下を招くばかりでなく、前述したように熱延工程での加熱段階でＣが十分に再固溶せず、焼入れ時に形成させるマルテンサイトの硬度が低下するため、０．１５％を上限とする。
【００２２】
Ａｌについては、脱酸のために添加するが、十分な脱酸を行うために０．０１％以上添加するが、過度に添加されると、アルミナクラスターが多量に形成されやすくなり、曲げ性や靭性の異方性を劣化させるため０．０５％を上限とする。
【００２３】
Ｏは、その存在により介在物を形成し、材質のバラツキを大きくする要因の１つであることから、製鋼段階の脱酸において極力酸化物としてスラグ中に取り込み、鋼中から排除することが好ましいが、実質的には酸化物が鋼中に残存するため、その量を極力少なくするために０．００５％以下とするが、好ましくは０．００３％以下とする。
【００２４】
Ｎについては、極力少ない方が好ましいが、過度の低下は製鋼でのコストを大幅に増加させることになるため、０．００４％を上限とする。
【００２５】
ＢはＭｎとともに焼入れ性を確保するために添加するものである。そのためには、０．０００３％以上添加する必要がある。しかし、０．００１％を超えて添加されるとスラブ製造段階で割れが発生しやすくなるばかりでなく、その効果も飽和することからこれを上限とする。
【００２６】
Ｎｂは、本発明においては熱延板の結晶粒径を小さくし、靭性をより高める場合に添加するものであるが、過度に添加されると仕上圧延終了後のオーステナイトの再結晶が抑制され、その結果、靭性の異方性を劣化させることから、０．０１５％を上限とする。なお、０．００５％未満では組織微細化の効果が発現されないため、これを下限とする。
【００２７】
Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭは、Ａｌと同様に脱酸のために添加されるものである。その際にオキシサルファイドを形成させるには、１種以上を合計０．００２％以上の添加が必要である。一方、０．０１％を超えて含有されてもその効果が飽和するため、これを上限とする。ここで、ＲＥＭの添加は例えばＦｅ−Ｓｉ−ＲＥＭ合金を使用して添加され、その合金中には、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒが含まれるものである。
【００２８】
また、製鋼段階でスクラップを使用し、不可避的にＣｕ、Ｎｉ、Ｓｎ及びＣｒを含有しても本発明の効果を損なうものではない。
【００２９】
製鋼方法はとくに限定されるものではないが、高炉法及び冷鉄源溶解法のいずれの方法で製造された溶鋼を使用し、二次精錬設備例えばＲＨにおいてＡｌを使用した脱酸、あるいはそれに引き続いて実施されるＣａ、ＭｇあるいはＲＥＭを用いた複合脱酸及び成分調整を実施するものである。
【００３０】
熱間圧延は、本発明において最も重要な製造工程である。すなわち、熱延工程では、加熱温度：１１００〜１３００℃、仕上温度：Ａｒ３点以上（具体的には８４０〜９３０℃）、巻取温度：１００℃以下で実施される。この際に、仕上圧延終了後から巻取りまでの冷却速度を３０℃／ｓ以上とするが、これより冷却速度が遅くなると本発明の範囲における鋼成分では十分に焼入れ性を確保できなくなることに加えて、巻取温度が１００℃より高くなると冷却中に変態したマルテンサイトの強度低下を招き、８８５ＭＰａ以上の０．２％耐力と９５０ＭＰａ以上の強度が得られなくなるばかりでなく、コイル内で巻取後の冷却条件が変動するため、材質バラツキが生じる。
【実施例】
【００３１】
以下、実施例により本発明による効果を詳細に説明する。
【００３２】
（実施例１）
表２に示す組成の鋼を転炉出鋼し、連続鋳造でスラブとした。得られたスラブは、表３に示すように本発明範囲の熱延条件にて熱延板とした。得られた熱延板の材質については、ＪＩＳ  Ｚ  ２２０１に記載の５号試験片に加工し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に記載の試験方法にしたがって実施した引張試験の結果を同表に示す。さらに、曲げ加工性の評価として、ＪＩＳ  Ｚ  ２２０４に記載の３号試験片に加工し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４８に記載の方法に従い、幅：５０ｍｍ、長さ１００ｍｍの試験片を使用し、曲げ軸を圧延方向と平行方向（Ｌ軸曲げ）及び直角方向（Ｃ軸曲げ）とし、１８０°で密着曲げを実施した際の割れ長さを測定し、試験片幅に対する割合（％）で評価した。一方、靭性については、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４２に記載の方法に従ってＶノッチを付けたサブサイズの試験片を用いて実施し、試験温度：−４０℃での吸収エネルギについてＬ方向及びＣ方向で評価した。結果を同表に示す。本発明に従ったＮｏ．１、２，３，４，５、６、９及び１０は曲げ加工性及び靭性の異方性に優れた８８５ＭＰａ以上の０．２％耐力と９５０ＭＰａ以上の引張強度を有する鋼板である。一方、Ｃ量が本発明の範囲から高く外れたＮｏ．７は、シャルピー試験における吸収エネルギの異方性は１．３となるが、−４０℃における吸収エネルギ自体が低い値となっている。また、Ｃ量が本発明の範囲から低く外れたＮｏ．８は、８８５ＭＰａ以上の０．２％耐力（ＹＰ）と９５０ＭＰ以上の引張強度（ＴＳ）が得られていない。Ｔｉ量が高く外れたＮｏ．１１は、鋳造後のＴｉＣ析出に起因してスラブ強度が高いことに起因し、スラブ割れが発生する。一方、Ｔｉ量が低く外れたＮｏ．１２では、Ａ系介在物が多く形成されるために、とくにＣ方向の靭性が低いことに起因し、その異方性が大きい。さらにＳ量が本発明の範囲から大きく外れたＮｏ．１３もＡ系介在物が多く形成されるために、とくにＣ方向の靭性が低いことに起因し、その異方性が大きい。Ｎｏ．１４はＢが添加されていないことから、圧延後の冷却中に形成されるフェライトの分率が高いためにＹＰが低い。また、酸素量が本発明の範囲から高く外れたＮｏ．１５は、Ａ系介在物が多の形成されるために靭性の異方性が大きい。なお、いずれの鋼も材質バラツキは小さい。なお、曲げ加工性については、Ｃ軸曲げについてはいずれの鋼も良好であるが、Ｔｉ量が低くはずれたＮｏ．１２、Ｓ量が高く外れたＮｏ．１３及び酸素量が高く外れたＮｏ．１５ではやはり、前述したようなＡ系介在物の形成に起因し、Ｌ軸曲げでの割れ長さが長く、曲げ性が悪い。
【００３３】
（実施例２）
表２に示すＮｏ．１及びＮｏ．５の鋼を転炉出鋼し、通常のＡｌ脱酸を行った後に連続鋳造でスラブとする鋼の他に、脱酸工程においては、Ａｌで予備脱酸を行った後に、溶鋼中のフリー酸素を５０ｐｐｍまで低減させてから、ＣａあるいはＭｇによる脱酸を実施したスラブ、ＳｉあるいはＴｉとＲＥＭによる複合脱酸を実施したスラブを製造した。得られたスラブの成分を表４及び５に示す。これらの鋼を表６及び７に示す熱延条件にて８ｍｍの熱延板とした後、ＪＩＳ  Ｚ  ２２０１に記載の５号試験片に加工し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に記載の試験方法にしたがって引張試験を行った。さらに、曲げ加工性の評価として、ＪＩＳ  Ｚ  ２２０４に記載の３号試験片に加工し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４８に記載の方法に従い、幅：５０ｍｍ、長さ１００ｍｍの試験片を使用し、曲げ軸を圧延方向と平行方向（Ｌ軸曲げ）及び直角方向（Ｃ軸曲げ）とし、１８０°で密着曲げを実施した際の割れ長さを測定し、試験片幅に対する割合（％）で評価した。
【００３４】
一方、靭性については、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４２に記載の方法に従ってＶノッチを付けたサブサイズの試験片を用いて実施し、試験温度：−４０℃での吸収エネルギについてＬ方向及びＣ方向で評価した。得られた材質特性を同表に示す。いずれの脱酸方法においても本発明の範囲に従った「あ」、「い」、「お」、「か」、「き」、「け」、「こ」、「さ」、「し」、「そ」、「な」、「に」、「ね」、「の」は曲げ加工性及び靭性の異方性に優れた８８５ＭＰａ以上の０．２％耐力と９５０ＭＰａ以上の引張強度を有する鋼板であるとともに、とくにＣａ、ＭｇあるいはＲＥＭによる脱酸と複合して脱酸を行うことにより、さらに靭性の異方性が改善されている。しかし、熱延時の加熱温度が低く外れた「う」及び「す」や、熱延時の冷却速度が本発明の範囲から低く外れた「え」及び「せ」、さらに、巻取温度が高く外れた「く」及び「ぬ」では、十分な強度が得られていない。なお、「え」、「く」、「せ」及び「ぬ」では、コイル内材質変動（材質バラツキ）も大きい。
【００３５】
【表２】
2010156016.tif 000004
【００３６】
【表３】
2010156016.tif 000005
表３において、＊アンダーラインは本発明の範囲外、＊曲げ加工性：割れの長さの割合（％）で評価、＊σ：コイル内Ｔ、Ｍ、Ｂ部を意味する。
【００３７】
【表４】
2010156016.tif 000006
【００３８】
【表５】
2010156016.tif 000007
【００３９】
【表６】
2010156016.tif 000008
【００４０】
【表７】
2010156016.tif 000009
【産業上の利用可能性】
【００４１】
本発明により、曲げ加工性及び靭性の異方性に優れた高強度熱延鋼板の製造が可能となり、特に大型クレーンのブームへの使用に好適な鋼板の供給を可能とするものである。
【図面の簡単な説明】
【００４２】
【図１】エネルギ吸収特性の異方性に及ぼすＴｉ量の影響を示す図である。
【図２】圧延方向と平行方向を曲げ軸（Ｌ軸曲げ）とした時の割れ長さの割合に及ぼすＴｉ量の影響を示す図である。
【図３】Ａ系介在物の清浄度に及ぼすＴｉ量の影響を示す図である。
【図４】引張強度（ＴＳ）に及ぼすＴｉ量の影響を示す図である。
【図１】
2010156016.tif 000010
【図２】
2010156016.tif 000011
【図３】
2010156016.tif 000012
【図４】
2010156016.tif 000013