(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
組成の重量百分率で、Ｃ：０．０６〜０．１４％、Ｓｉ：０．１０〜０．３０％、Ｍｎ：０．８０〜１．６０％、Ｃｒ：０．２０〜０．７０％、Ｍｏ：０．１０〜０．４０％、Ｎｉ：０〜０．３０％、Ｎｂ：０．０１０〜０．０３０％、Ｔｉ：０．０１０〜０．０３０％、Ｖ：０．０１０〜０．０５０％、Ｂ：０．０００５〜０．００３０％、Ａｌ：０．０２〜０．０６％、Ｃａ：０．００１〜０．００４％、Ｎ：０．００２〜０．００５％、Ｐ≦０．０２０％、Ｓ≦０．０１０％、Ｏ≦０．００８％であり、残部がＦｅ及び不可避的不純物であり、かつ前記元素は、０．４０％＜Ｃｅｑ＜０．５０％、Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５、０．７％≦Ｍｏ＋０．８Ｎｉ＋０．４Ｃｒ＋６Ｖ≦１．１％、３．７≦Ｔｉ／Ｎ≦７．０、１．０≦Ｃａ／Ｓ≦３．０を満たし、
前記高強度鋼は、ミクロ組織が焼戻マルテンサイトであり、
前記高強度鋼は、降伏強度が８００〜９５０ＭＰａ、引張強度抗が８５０〜１０００ＭＰａ、延伸率が１２％超、−４０℃衝撃エネルギーが４０Ｊ超である降伏強度８００ＭＰａ級高強度鋼。
【請求項２】
１）溶錬、鋳造工程
請求項１に記載の前記組成で転炉または電気炉で製鋼、精錬、鋳造してスラブを製造する；
２）スラブの加熱工程
スラブを１１５０〜１２７０℃の炉で加熱し、スラブの芯部が前記温度に達すると、保温を開始し、保温時間を１．５時間超とする；
３）圧延工程
スラブを目標厚さに達するように、シングルスタンドで往復に圧延し、又は複数スタンドで熱間連続圧延し、圧延仕上げ温度Ｔｆは、８２０〜９２０℃であり、かつＡｒ３＜Ｔｆ＜Ｔｎｒを満たし、
ここで、Ａｒ３は、亜共析鋼オーステナイトがフェライトへ変態する開始温度であり、Ａｒ３＝９０１−３２５Ｃ−９２Ｍｎ−１２６Ｃｒ−６７Ｎｉ−１４９Ｍｏ、
Ｔｎｒは、非再結晶の臨界温度であり、Ｔｎｒ＝８８７＋４６４Ｃ＋（６４４５Ｎｂ−６４４（Ｎｂ）1/2）＋（７３２Ｖ−２３０（Ｖ）1/2）＋８９０Ｔｉ＋３６３Ａｌ−３５７Ｓｉであり、
圧延の最終回バスの圧延の圧下率は１５％超である；
４）焼入熱処理工程
圧延後、（Ｍｓ−１５０）℃以下までオンライン焼入れを行い、Ｍｓはマルテンサイトが変態する開始温度で、Ｍｓ＝５３９−４２３Ｃ−３０．４Ｍｎ−１７．７Ｎｉ−１２．１Ｃｒ−１１．０Ｓｉ−７．０Ｍｏであり、層流冷却システムは、冷却速度をＶ＞ｅ（５．３−２．５３ｃ−０．１６Ｓｉ−０．８２Ｍｎ−０．９５Ｃｒ−１．８７Ｍｏ−１６０Ｂ）℃／ｓに制御して、全面マルテンサイト組織の形成を保証する；
５）焼戻し熱処理工程
焼戻し温度が４００〜５５０℃であり、鋼板芯部が炉温度に達すると、保温を開始し、２０〜１８０分間保温する焼戻し熱処理
を含む、請求項１に記載の降伏強度８００ＭＰａ級高強度鋼の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
技術分野
本発明は、降伏強度８００ＭＰａ級高強度鋼及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
背景技術
高強度、溶接容易性の構造鋼を使用して、建設機械の梁構造、起重機のアームとダンプカーの車体などの移動設備の部品を製造する場合には、設備の自重を減少させ、燃料の消耗を減少させて、作業効率を高めることができる。国際競争の激化に伴い、高強度、溶接容易性の構造鋼を使用して、港機械、鉱山機械、掘削機、ローダーの梁構造、起重機のアームとダンプカーの車体などの移動設備の部品を製造することは、既に趨勢になる。建設機械の高性能、大型化、軽量化への発展要求に応じて、建設機械用鋼の強度級別はますます高くなって、５００〜６００ＭＰａ級から急速に７００ＭＰａ、８００ＭＰａないし１０００ＭＰａ以上に高まっている。建設機械用超高強度鋼の厳しい使用環境と力受け条件のため、鋼材品質に対して厳格な要求があり、当該要求には強度性能、衝撃性能、曲げ性能、溶接性及び板形などが含まれる。
【０００３】
現在、国内で降伏強度８００ＭＰａ級高強度鋼板を生産する企業が非常に少ない。中国特許２０１２１０２０９６４９．５には、引張強度８００ＭＰａ級高強度鋼板の製造方法が開示されており、Ｎｉ元素を添加せず、オンライン焼入れ＋焼戻し工程（ＤＱ＋Ｔ）により、焼戻マルテンサイト＋焼戻しベイナイト組織が得られ、その降伏強度は７００ＭＰａに過ぎない。中国特許２０１１１００３４３３８４．３には、７５０〜８８０ＭＰａ級車両用高強度鋼及びその製造方法が開示されており、ＴＭＣＰ工程によって５６０〜６００℃で巻取って、熱間圧延高強度鋼巻きを製造する。
【０００４】
現在、焼戻マルテンサイト＋焼戻しベイナイト組織により製造された８００ＭＰａ級高強度鋼は、異なる厚さ規格の各組織の比率の差異が大きく、厚い規格の強度が低く、性能の不都合が生じ易い。５６０〜６００℃での高温巻取りにより製造された析出強化型高強度鋼は、析出物の顆粒の大きさ及び数量の影響を受け、鋼帯のヘッド、中、尾の強度変動が大きく、−４０℃衝撃の要求を満たすことができない。
【発明の概要】
【課題を解決するための手段】
【０００５】
発明の開示
本発明の目的は、降伏強度８００ＭＰａ級高強度鋼及びその製造方法を提供することにあり、上記高強度鋼は、オンライン焼入れ＋焼戻し工程により製造され、その降伏強度が８００〜９５０ＭＰａ、引張強度が８５０〜１０００ＭＰａ、延伸率が１２％超、−４０℃衝撃エネルギーが４０Ｊ超である。
【０００６】
上記の目的に達するために、本発明の技術方案は、以下のようである。
即ち、組成の重量百分率で、Ｃ：０．０６〜０．１４％、Ｓｉ：０．１０〜０．３０％、Ｍｎ：０．８０〜１．６０％、Ｃｒ：０．２０〜０．７０％、Ｍｏ：０．１０〜０．４０％、Ｎｉ：０〜０．３０％、Ｎｂ：０．０１０〜０．０３０％、Ｔｉ：０．０１０〜０．０３０％、Ｖ：０．０１０〜０．０５０％、Ｂ：０．０００５〜０．００３０％、Ａｌ：０．０２〜０．０６％、Ｃａ：０．００１〜０．００４％、Ｎ：０．００２〜０．００５％、Ｐ≦０．０２０％、Ｓ≦０．０１０％、Ｏ≦０．００８％であり、残部がＦｅ及び不可避的不純物であり、かつ上記元素は０．４０％＜Ｃｅｑ＜０．５０％、Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５、０．７％≦Ｍｏ＋０．８Ｎｉ＋０．４Ｃｒ＋６Ｖ≦１．１％、３．７≦Ｔｉ／Ｎ≦７．０、１．０≦Ｃａ／Ｓ≦３．０の関係を満たす降伏強度８００ＭＰａ級高強度鋼である。
【０００７】
更に、前記高強度鋼は、降伏強度が８００〜９５０ＭＰａ、引張強度が８５０〜１０００ＭＰａ、延伸率が１２％超、−４０℃衝撃エネルギーが４０Ｊ超である。
【０００８】
前記高強度鋼は、ミクロ組織が焼戻マルテンサイトである。
本発明鋼の組成設計において：
Ｃ：固溶強化組成であり、マルテンサイト組織の強度と可塑性靱性を調整し、低炭素マルテンサイトのオンライン焼入状態の引張強度とＣ含有量は下記の関係を満たす。即ち、
Ｒｍ＝２９４０Ｃ（％）＋８２０（ＭＰａ）
Ｒｍは引張強度であり、Ｃ含有量が０．０６％以上であると、焼入れ状態での引張強度が９００ＭＰａを超えることを保証でき，焼戻しにより更に調整して、引張強度を８５０ＭＰａ以上に低下させ、靭性を改善できる。Ｃ含有量が高いと、全体としてＣ当量が向上し、溶接時、クラックが発生し易い。従って、本発明のＣ含有量の範囲は、０．０６〜０．１４％とする。
【０００９】
Ｓｉ：０．１０％以上のＳｉは優れた脱酸素作用を発揮することができる。Ｓｉが０．３０％を超えると、赤スケール疵を生じやすく、Ｓｉの含有量が高いと、マルテンサイト高強度鋼の靭性を悪化させる。従って、本発明のＳｉの含有量の範囲は０．１０〜０．３０％とする。
【００１０】
Ｍｎ：Ｍｎの含有量が０．８％以上であると、鋼の焼入性を向上させる。Ｍｎの含有量が１．６％を超えると、偏析及びＭｎＳなどの不純物が生じやすく、マルテンサイト高強度鋼の靭性を悪化させる。従って、本発明のＭｎの含有量の範囲は、０．８０〜１．６０％とする。
【００１１】
Ｃｒ：Ｃｒの含有量が０．２％以上であると、鋼の焼入性を高めることができ、焼入れ時に全面マルテンサイト組織を形成することに有利である。焼戻温度が４００〜５５０℃範囲であると、ＣｒはＣｒの炭化物を形成して、中温焼戻し軟化に耐える作用を有し、Ｃｒ含有量が０．７０％を超えると、溶接時に大きいスパークが生じて、溶接の品質に影響する。従って、本発明のＣｒの含有量の範囲は０．２０〜０．７０％とする。
【００１２】
Ｍｏ：０．１０％以上のＭｏ元素は鋼の焼入性を高めることができ、焼入れ時に全面マルテンサイト組織を形成することに有利である。４００℃以上の高温下、ＭｏはＣと反応して化合物顆粒を形成して、高温焼入れ軟化及び溶接継手軟化に耐える作用を奏し、Ｍｏ含有量が高すぎると、炭素当量が向上し、溶接性能を悪化させることになる。同時に、Ｍｏは貴金属であり、コストを高める。よって、本発明のＭｏの含有量の範囲は０．１０〜０．４０％とする。
【００１３】
Ｎｉ：Ｎｉ元素はマルテンサイト組織を微細化し、鋼の靭性を改善する作用を奏し、Ｎｉの含有量が高すぎると、炭素当量も高くなり、溶接性を悪化させる。同時に、Ｎｉは貴金属に属して、コストを高める。よって、本発明のＮｉ含有量の範囲は０〜０．３０％とする。
【００１４】
Ｎｂ、Ｔｉ及びＶ：Ｎｂ、Ｔｉ及びＶはマイクロアロイ元素であり、Ｃ、Ｎなどの元素とナノスケール析出物を形成し、加熱時にオーステナイト結晶粒子の成長を抑制する。Ｎｂは非再結晶の臨界温度Ｔｎｒを向上させて、生産窓口を拡大できる。Ｔｉの細小な析出物の顆粒は溶接性能を改善できる、Ｖは、焼戻し過程において、ＮとＣと反応して、ナノスケールのＶ（Ｃ、Ｎ）顆粒を析出して、鋼の強度を向上させることができる。本発明において、Ｎｂの含有量の範囲を０．０１〜０．０３％、Ｔｉの含有量の範囲を０．０１〜０．０３％、Ｖの含有量の範囲を０．０１〜０．０５％とする。
【００１５】
Ｂ：微量なＢは鋼の焼入性を高めて、鋼の強度を高めることができる。０．００３０％を越えるＢは、偏析が生じやすく、炭素ホウ素化合物を形成して、鋼の靭性を酷く悪化させる。従って、本発明のＢ含有量の範囲は０．０００５〜０．００３０％とする。
【００１６】
Ａｌ：Ａｌは脱酸素剤として、鋼に０．０２％以上のＡｌを添加すると、結晶粒子を微細化させ、衝撃靭性を高めることができる。Ａｌの含有量が０．０６％を超えると、Ａｌ酸化物が入り混じる欠陥が生じやすい。従って、本発明のＡｌ含有量の範囲は０．０２〜０．０６％とする。
【００１７】
Ｃａ：鋼製錬工程において、０．００１％を超える微量なＣａ元素は、浄化剤として作用し、鋼の靭性を改善させる。Ｃａの含有量が０．００４％を超えると、サイズが大きいＣａ化合物を容易に成形して、却って靭性を悪化させる。従って、本発明のＣａの含有量の範囲は０．００１〜０．００４％とする。
【００１８】
Ｎ：本発明はＮ元素の含有量の範囲を厳格に制御すべきである。焼戻し工程において、０．００２％以上のＮ元素は、ＶとＣと反応してナノスケールＶ（Ｃ、Ｎ）粒子を形成でき、析出強化作用を発揮する。溶接工程においても、析出強化により熱影響領域の軟化に耐えることができる。Ｎの含有量が０．００５％を超えると、大きい析出物顆粒の形成を引き起こしやすくて、靭性を悪化させる。従って、本発明のＮの含有量の範囲は０．００２〜０．００５％とする。
【００１９】
Ｐ、Ｓ及びＯ：Ｐ、Ｓ及びＯは、不純物元素として鋼の可塑性、靭性に影響し、本発明のこれら四つの元素の制御範囲はＰ≦０．０２％、Ｓ≦０．０１％、Ｏ≦０．００８％である。
【００２０】
オンライン焼入型降伏強度８００ＭＰａ高強度鋼の炭素当量Ｃｅｑは、０．４０％＜Ｃｅｑ＜０．５０％、Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５０を満たすべきであり、Ｃｅｑが低すぎると、溶接継手の軟化が出現しやすく、Ｃｅｑが高すぎると、溶接微細クラックが出現しやすい。
【００２１】
本発明において、０．７％≦Ｍｏ＋０．８Ｎｉ＋０．４Ｃｒ＋６Ｖ≦１．１％と制御することは、８００ＭＰａ高強度鋼のイコールマッチング（ｅｑｕａｌ  ｍａｔｃｈｉｎｇ）溶接を保証し、溶接熱影響領域の強度及び低温靭性を調節して、母材鋼板の強度と低温靭性との最適なマッチングに達するためである。ここで、Ｍｏ、Ｎｉ及びＣｒ元素は、何れも鋼の臨界冷却速度を減少させ、鋼の焼入性を高め、溶接継手の強度を高めることができる。Ｍｏは高温下でＣと反応して化合物を形成し、溶接継手軟化に耐える作用を奏する。ＭｏとＮｉ元素は、何れも微細組織を有し、靭性を改善する作用を奏する。ＶはＮと反応してナノスケールＶ（Ｃ、Ｎ）顆粒を形成して、継手軟化に耐えることができる。Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＶ元素の組み合わせは、母材強度に基づいて溶接熱影響領域の強度及び靭性を調節ることができる。本発明において、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＶの複合添加量は、０．７％≦Ｍｏ＋０．８Ｎｉ＋０．４Ｃｒ＋６Ｖ≦１．１％を満たすべきであり、０．７０％未満であると、溶接継手の強度と低温靭性の何れも低くなり、１．１％を超えると、溶接継手強度が高くなって、溶接クラックが生じ易い。
【００２２】
本発明において、３．７≦Ｔｉ／Ｎ≦７．０に制御すると、鋼におけるＢ原子を保護して、Ｂを十分に固溶させ、焼入性を向上できる。
【００２３】
本発明において、１．０≦Ｃａ／Ｓ≦３．０に制御すると、鋼における硫化物を球状化させて、鋼の低温度靭性及び溶接性能を改善できる。
【００２４】
本発明の降伏強度８００ＭＰａ級高強度鋼の製造方法は、下記の工程を含む。
１）溶錬、鋳造工程
上記組成で転炉または電気炉で製鋼、精錬、鋳造してスラブを製造する。
【００２５】
２）スラブの加熱工程
スラブを１１５０〜１２７０℃の炉で加熱し、スラブの芯部が前記温度に達すると、保温を開始し、保温時間を１．５時間超とする。
【００２６】
３）圧延工程
スラブを目標厚さに達するように、シングルスタンドで往復に圧延し、又は複数スタンドで熱間連続圧延する。圧延仕上げ温度Ｔｆは、８２０〜９２０℃であり、かつＡｒ３＜Ｔｆ＜Ｔｎｒを満たす。
【００２７】
ここで、Ａｒ３は、亜共析鋼オーステナイトがフェライトへ変態する開始温度であり、Ａｒ３＝９０１−３２５Ｃ−９２Ｍｎ−１２６Ｃｒ−６７Ｎｉ−１４９Ｍｏ、
Ｔｎｒは、非再結晶の臨界温度であり、Ｔｎｒ＝８８７＋４６４Ｃ＋（６４４５Ｎｂ−６４４ｓｑｒｔ（Ｎｂ））＋（７３２Ｖ−２３０ｓｑｒｔ（Ｖ））＋８９０Ｔｉ＋３６３Ａｌ−３５７Ｓｉである。
【００２８】
圧延の最終回バスの圧延の圧下率は１５％超である。
４）焼入熱処理工程
圧延後、（Ｍｓ−１５０）℃以下までオンライン焼入れを行う。Ｍｓはマルテンサイトが変態する開始温度で、Ｍｓ＝５３９−４２３Ｃ−３０．４Ｍｎ−１７．７Ｎｉ−１２．１Ｃｒ−１１．０Ｓｉ−７．０Ｍｏである。層流冷却システムは、冷却速度をＶ＞ｅ（５．３−２．５３ｃ−０．１６Ｓｉ−０．８２Ｍｎ−０．９５Ｃｒ−１．８７Ｍｏ−１６０Ｂ）℃／ｓに制御して、全面マルテンサイト組織の形成を保証する。
【００２９】
５）焼戻し熱処理工程
焼戻し熱処理：焼戻し温度が４００〜５５０℃であり、鋼板芯部が炉温度に達すると、保温を開始し、２０〜１８０分間保温する。
【００３０】
本発明の製造方法において、
本発明の工程（２）において、スラブを１１５０〜１２７０℃に加熱し，芯部保温時間を１．５ｈ超とする。加熱温度が１１５０℃を超え、芯部保温時間が１．５ｈを超えると、合金元素の十分な固溶を保証できる。加熱温度が１２７０℃を超えると、オーステナイトの結晶粒子が成長しすぎ、結晶間の結合力が弱くなり、圧延の時にクラックが生じ易い。また、加熱温度が１２７０℃を超えると、スラブ表面の脱炭素を容易に引き起こし、製品の力学性能に影響する。
【００３１】
本発明の工程（３）において、圧延の最終回バスの温度をＡｒ３より高くとするのは、オーステナイト領域の圧延を保証するためである。圧延仕上げ温度をＴｎｒより低くとするのは、オーステナイト非再結晶領域で圧延することを保証するためである。オーステナイト非再結晶領域で圧延すると、オーステナイト結晶粒子と冷却後の組織を微細化させ、鋼の強靭性を改善できる。
【００３２】
本発明の工程（３）において、圧延の最後回バスの圧下率は１５％超である。大きい圧下率で圧延するのは、非再結晶領域で十分な変形エネルギーを生じさせ、Ａｒ３〜Ｔｎｒ温度範囲内で、オーステナイトの再結晶を誘発し、結晶粒子を微細化させるためである。
【００３３】
本発明の工程（５）の焼戻し処理：この組成系鋼の焼戻し温度を４００℃超えとし、鋼板芯部が焼入れ温度に達した後に２０分間以上保温すると、焼入れマルテンサイトにおける過飽和炭素原子が脱溶して、球状Ｆｅ３Ｃセメンタイトを形成し、合金ＭｏとＶが、この温度下でＣと反応して微細な合金炭化物を形成でき、鋼の塑性及び靭性を改善できる。同時に、鋼の内部応力を効率的に除去できる。焼入れ温度が５５０℃を超え、又は保温時間が長すぎると、球状のＦｅ３Ｃセメンタイトと合金炭化物の粗大化が生じて、却って鋼の靭性を悪化させ、鋼の強度を低下させる。焼戻し温度と焼戻し時間を調整することで、強度と靭性の最適なマッチングを保証できる。
【００３４】
０．４０％＜Ｃｅｑ＜０．５０％、
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５、
０．７％≦Ｍｏ＋０．８Ｎｉ＋０．４Ｃｒ＋６Ｖ≦１．１％、
３．７≦Ｔｉ／Ｎ≦７．０、１．０≦Ｃａ／Ｓ≦３．０である本発明に関わる関係式において、元素符号は、対応元素の重量百分率含有量を示す。
【００３５】
Ａｒ３＝９０１−３２５Ｃ−９２Ｍｎ−１２６Ｃｒ−６７Ｎｉ−１４９Ｍｏ、
Ｔｎｒ＝８８７＋４６４Ｃ＋（６４４５Ｎｂ−６４４ｓｑｒｔ（Ｎｂ））＋（７３２Ｖ−２３０ｓｑｒｔ（Ｖ））＋８９０Ｔｉ＋３６３Ａｌ−３５７Ｓｉ、
Ｍｓ＝５３９−４２３Ｃ−３０．４Ｍｎ−１７．７Ｎｉ−１２．１Ｃｒ−１１．０Ｓｉ−７．０Ｍｏ、
ｅ（５．３−２．５３Ｃ−０．１６Ｓｉ−０．８２Ｍｎ−０．９５Ｃｒ−１．８７Ｍｏ−１６０Ｂ）である本発明に関わる計算式において、元素符号は対応元素の重量百分率含有量×１００を示す。
【００３６】
本発明の有益な効果は下記のようである。
本発明において、制御圧延と制御冷却、及びオンライン焼入れ＋焼戻し工程により、化学組成の設計、母材組織、焼入れ加熱温度、焼戻し加熱温度などの方面から制御して、超高強度を実現するとともに、良好な延伸率、低温衝撃靭性などの性能を得ることを保証できる。
【００３７】
従来の工程と比べて、本発明の組成、工程により製造された８００ＭＰａ高強度鋼は、均一な焼戻マルテンサイト組織を有し、異なる厚さ規格、鋼巻（鋼板）ヘッド、中、尾の性能の変動が小さく、低温衝撃靭性も大幅に向上される。
【００３８】
図面の説明
【図面の簡単な説明】
【００３９】
【図１】図１は、本発明の鋼の実施例１のミクロ組織図である。
【図２】図２は、本発明の鋼の実施例５のミクロ組織図である。
【図３】図３は、本発明の鋼の実施例８のミクロ組織図である。
【発明を実施するための形態】
【００４０】
具体的な実施形態
以下、実施例に基づいて本発明を更に説明する。
【００４１】
５０ｋｇ真空電気炉で溶錬を行い、本発明の鋼組成の実施例は表１に示すようである。５０ｋｇ電気炉で溶錬された溶融鋼を厚さ１２０ｍｍのスラブに鋳造し、電気炉に入れて加熱して、複数回のバスの圧延によりスラブの目的厚さ１０ｍｍとした。圧延仕上げ温度は８２０〜９２０℃であり、同時に圧延仕上げ温度ＴｆはＡｒ３＜Ｔｆ＜Ｔｎｒを満たす。最後回バスの圧下率を１７％とした。圧延の後に、オンライン焼入れを行い、焼入れの冷却速度Ｖ＞ｅ（５．３−２．５３Ｃ−０．１６Ｓｉ−０．８２Ｍｎ−０．９５Ｃｒ−１．８７Ｍｏ−１６０Ｂ）℃／ｓであり、最終冷却温度が（Ｍｓ〜１５０）℃以下である。焼戻し熱処理工程において、焼戻し温度は４００〜５５０℃であり、焼戻し時間は鋼板芯部が焼戻し温度に達した後にさらに２０〜１８０分間である。具体的な工程条件は、表２のようである。
【００４２】
オンライン焼入れ＋焼戻し後の鋼板に対して、縦方向の引張りと縦方向の衝撃試験を行った。各試験試料板に対応する性能は、表３のようである。表３から分かるように、本発明は、降伏強度が８０００Ｍｐａ以上である高強度調質鋼を製造でき、その引張強度が８５０〜１０００ＭＰａ、延伸率が１２％超、−４０℃衝撃エネルギーが４０Ｊ超である。
【００４３】
図１〜図３は、実施例１、５、８の試験鋼のミクロ組織図を示す。これらの図から、製品鋼板のミクロ組織は、均一なラス状の焼戻マルテンサイトであり、組織が緻密であることが分かる。
【００４４】
【表１】
0006466582.tif 000002
【００４５】
【表２】
0006466582.tif 000003
【００４６】
【表３】
0006466582.tif 000004
【図１】
0006466582.tif 000005
【図２】
0006466582.tif 000006
【図３】
0006466582.tif 000007