(57)【要約】  圧延方向に沿っておよび／または圧延方向に対して横方向に、少なくとも１１００ＭＰａの降伏強度（Ｒｐ０．２）を有し、Ｃ：０．１０〜０．２、Ｓｉ：０〜０．７、Ｍｎ：１．１〜２．２、Ｎｂ：０〜０．０６、Ｔｉ：０〜０．１５、Ｖ：０．０３超で０．２５以上、Ａｌ：０．０１〜０．１５、Ｂ：０．０００５〜０．０１０、Ｃｒ：０．１〜１．７、Ｍｏ：０．１５〜０．８、Ｃｕ：０〜１．５、Ｎｉ：０．３〜２．５、Ｐ：０〜０．０１５、Ｓ：０〜０．００８、Ｚｒ：０〜０．２、Ｃａ：０〜０．００４、好ましくは、Ｎ  ０〜０．０１、残部  Ｆｅおよび不可避不純物を含む化学組成（質量％）を有し、ここで、ａ）０．１＜Ｃ＜０．１１である場合に、Ｍｎ≧１．６およびＶ＞０．１４およびＭｏ≧０．５（質量％）であり、ｂ）０．１１≦Ｃ＜０．１２５である場合に、Ｍｎ≧１．４５およびＶ≧０．１３およびＭｏ≧０．３５（質量％）であり、ｃ）０．１２５＜Ｃ＜０．１５である場合に、Ｍｎ≧１．３５およびＶ≧０．１２およびＭｏ≧０．２０（質量％）であり、ｄ）Ｃ≧０．１５およびＶ＞０．１１である場合に、Ｍｎ≧１．３およびＭｏ≧０．１５（質量％）であり、またはＣ≧０．１５およびＶ  ０．０３〜０．１１である場合に、Ｍｎ＞１．３およびＭｏ＞０．１５およびＮｂ＞０．０２およびＣｒ＋Ｃｕ＋Ｎｉ＞１．４（質量％）である熱間圧延鋼。【選択図】図１
2021511441.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
圧延方向に沿っておよび／または圧延方向に対して横方向に、少なくとも１１００ＭＰａの降伏強度（Ｒｐ０．２）、ならびに圧延方向に沿っておよび／または圧延方向に対して横方向に、少なくとも１１２０ＭＰａの引張強度を有する熱間圧延鋼であって：
・Ｃ  ０．１０〜０．２
・Ｓｉ  ０〜０．７
・Ｍｎ  １．１〜２．２
・Ｎｂ  ０〜０．０６
・Ｔｉ  ０〜０．１５
・Ｖ  ０．０３超で０．２５以下
・Ａｌ  ０．０１〜０．１５
・Ｂ  ０．０００５〜０．０１０
・Ｃｒ  ０．１〜１．７
・Ｍｏ  ０．１５〜０．８
・Ｃｕ  ０〜１．５
・Ｎｉ  ０．３〜２．５
・Ｐ  ０〜０．０１５
・Ｓ  ０〜０．００８
・Ｚｒ  ０〜０．２
・Ｃａ  ０〜０．００４
・好ましくは、Ｎ  ０〜０．０１
・残部  Ｆｅおよび不可避不純物
を含む化学組成（質量％）を有し、ここで：
ａ）０．１＜Ｃ＜０．１１である場合に、Ｍｎ≧１．６およびＶ＞０．１４およびＭｏ≧０．５（質量％）であり、
ｂ）０．１１≦Ｃ＜０．１２５である場合に、Ｍｎ≧１．４５およびＶ≧０．１３およびＭｏ≧０．３５（質量％）であり、
ｃ）０．１２５≦Ｃ＜０．１５である場合に、Ｍｎ≧１．３５およびＶ≧０．１２およびＭｏ≧０．２０（質量％）であり、
ｄ）Ｃ≧０．１５およびＶ＞０．１１である場合に、Ｍｎ≧１．３およびＭｏ≧０．１５（質量％）であり、またはＣ≧０．１５およびＶ  ０．０３〜０．１１である場合に、Ｍｎ＞１．３およびＭｏ＞０．１５およびＮｂ＞０．０２およびＣｒ＋Ｃｕ＋Ｎｉ＞１．４（質量％）であることを特徴とする前記熱間圧延鋼。
【請求項２】
０．４〜１．７質量％のＣｒ、好ましくは１．０〜１．７質量％のＣｒを含むことを特徴とする、請求項１に記載の熱間圧延鋼。
【請求項３】
前記化学組成は、ＮｉおよびＣｕの両方を、少なくとも０．５質量％、好ましくは少なくとも１質量％の総量で含むことを特徴とする、請求項１または２に記載の熱間圧延鋼。
【請求項４】
圧延方向に沿っておよび／または圧延方向に対して横方向に、少なくとも８％、好ましくは少なくとも１０％、またはより好ましくは少なくとも１２％のＡ％伸びを有することを特徴とする、請求項１〜３のいずれか１項に記載の熱間圧延鋼。
【請求項５】
５〜１０ｍｍの厚さを有するシャルピーＶノッチ付き試験片を、圧延方向に対して縦方向に−４０℃で測定した場合に、少なくとも３４Ｊ／ｃｍ２、好ましくは少なくとも５０Ｊ／ｃｍ２の衝撃靭性を有することを特徴とする、請求項１〜４のいずれか１項に記載の熱間圧延鋼。
【請求項６】
圧延方向に対して縦方向および／または横方向に、５．０×厚さの最小曲げ半径、好ましくは縦方向に４．０×厚さの最小曲げ半径、より好ましくは縦方向に３．５×厚さの最小曲げ半径を有することを特徴とする、請求項１〜５のいずれか１項に記載の熱間圧延鋼。
【請求項７】
前記熱間圧延鋼は、Ｖ溝溶接法またはＹ溝溶接法を使用して補強ありで金属活性ガス（ＭＡＧ）溶接され、それにより、第１のパスは底面または上面から、好ましくは底面から、他のパスは上面から、１１００ＭＰａ、好ましくは９６０ＭＰａ、より好ましくは９００ＭＰａ、最も好ましくは８９０ＭＰａの引張強度を有する溶接材料および８〜１２秒、好ましくは６〜１８秒、より好ましくは５〜２０秒のｔ８／５時間を使用して溶接されることを特徴とする、請求項１〜６のいずれか１項に記載の熱間圧延鋼。
【請求項８】
溶接部が圧延方向に対して縦方向である、溶接された熱間圧延鋼製品の溶接継目にまたがって引張試験を行った場合に、少なくとも７％、好ましくは少なくとも８％、またはより好ましくは少なくとも９％のＡ％伸びを有し、ここで、前記熱間圧延鋼は、８９０ＭＰａ、好ましくは９６０ＭＰａ、より好ましくは１１００ＭＰａの引張強度を有する溶接材料および５〜２０秒、好ましくは６〜１８秒、または８〜１２秒のｔ８／５を使用して溶接されることを特徴とする、請求項１〜７のいずれか１項に記載の熱間圧延鋼。
【請求項９】
・Ｃ  ０．１０〜０．２
・Ｓｉ  ０〜０．７
・Ｍｎ  １．１〜２．２
・Ｎｂ  ０〜０．０６
・Ｔｉ  ０〜０．１５
・Ｖ  ０．０３超で０．２５以下
・Ａｌ  ０．０１〜０．１５
・Ｂ  ０．０００５〜０．０１０
・Ｃｒ  ０．１〜１．７
・Ｍｏ  ０．１５〜０．８
・Ｃｕ  ０〜１．５
・Ｎｉ  ０．３〜２．５
・Ｐ  ０〜０．０１５
・Ｓ  ０〜０．００８
・Ｚｒ  ０〜０．２
・Ｃａ  ０〜０．００４
・好ましくは、Ｎ  ０〜０．０１
・残部  Ｆｅおよび不可避不純物
を含む化学組成（質量％）を有し、ここで：
ａ）０．１＜Ｃ＜０．１１である場合に、Ｍｎ≧１．６およびＶ＞０．１４およびＭｏ≧０．５（質量％）であり、
ｂ）０．１１≦Ｃ＜０．１２５である場合に、Ｍｎ≧１．４５およびＶ≧０．１３およびＭｏ≧０．３５（質量％）であり、
ｃ）０．１２５≦Ｃ＜０．１５である場合に、Ｍｎ≧１．３５およびＶ≧０．１２およびＭｏ≧０．２０（質量％）であり、
ｄ）Ｃ≧０．１５およびＶ＞０．１１である場合に、Ｍｎ≧１．３およびＭｏ≧０．１５（質量％）であり、またはＣ≧０．１５およびＶ  ０．０３〜０．１１である場合に、Ｍｎ＞１．３およびＭｏ＞０．１５およびＮｂ＞０．０２およびＣｒ＋Ｃｕ＋Ｎｉ＞１．４（質量％）である、熱間圧延鋼の製造方法であって、該方法は、以下の工程：
−  １０００〜１３５０℃のオーステナイト化温度に加熱する工程、
−  仕上げ圧延温度が７６０〜１０５０℃であるように熱間圧延する工程、
−  ３００℃またはそれ未満の温度に焼入する工程、
を含む前記方法。
【請求項１０】
前記焼入する工程後に、焼戻時間が１時間またはそれより長い場合には５００〜６５０℃の温度で焼戻焼鈍する工程を含む、または焼戻時間が１時間未満である場合には５００〜７５０℃の温度で焼戻焼鈍する工程を含むことを特徴とする、請求項９に記載の方法。
【請求項１１】
前記焼戻焼鈍する工程前の熱間圧延鋼の微細組織は、前記微細組織を１／４厚で検査した場合に、少なくとも９０％のマルテンサイト、好ましくは少なくとも９５％のマルテンサイト、より好ましくは少なくとも９９％のマルテンサイトを含むことを特徴とする、請求項１０に記載の方法。
【請求項１２】
前記焼入する工程は、直接焼入する工程であることを特徴とする、請求項９または１０に記載の方法。
【請求項１３】
前記熱間圧延鋼をストリップ圧延する工程を含むことを特徴とする、請求項９〜１１のいずれか１項に記載の方法。
【請求項１４】
前記熱間圧延鋼は、最大で０．００５質量％のニオブおよび０．１５質量％未満の炭素を含むことを特徴とする、請求項１３に記載の方法。
【請求項１５】
前記熱間圧延鋼がストリップ圧延されない場合に、前記熱間圧延鋼は、最小で０．００５質量％のニオブ、好ましくは最小で０．０２質量％のニオブを含むことを特徴とする、請求項９〜１１のいずれか１項に記載の方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高強度熱間圧延鋼およびそのような熱間圧延鋼の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
マルテンサイト系平鋼製品は、長年にわたり、鋼スラブをオーステナイト化温度に加熱する工程と、熱間圧延する工程と、再熱する工程と、焼入する工程と、焼戻する工程とを含む方法、あるいは鋼スラブをオーステナイト化温度に加熱する工程と、熱間圧延する工程と、直接焼入する工程と、焼戻する工程とを含む方法を使用して製造されてきた。
【０００３】
例えば、特許文献１は、重量パーセントとしての組成が、Ｃ  ０．０７５〜０．１２％、Ｓｉ  ０．１〜０．８％、Ｍｎ  ０．８〜１．７％、Ａｌ  ０．０１５〜０．０８％、Ｐ  ０．０１２％未満、Ｓ  ０．００５％未満、Ｃｒ  ０．２〜１．３％、Ｍｏ  ０．１５〜０．８０％、Ｔｉ  ０．０１〜０．０５％、Ｂ  ０．０００５〜０．００３％、Ｖ  ０．０２〜０．１０％、Ｎｂ  ０．３％未満、Ｎｉ  １％未満、Ｃｕ  ０．５％未満であり、残部が鉄および不可避不純物である鋼から、熱間圧延鋼を製造する方法を開示している。この特許は、直接焼入されて焼戻焼鈍されたマルテンサイト系板状鋼を記載している。この熱間圧延鋼は、直接焼入プロセスの後に非常に焼戻抵抗性であり、ここで、焼戻によって、高い強度（すなわち、少なくとも８９０ＭＰａのＲｐ０．２）と良好な衝撃靭性（シャルピーＶ（−２０℃）＝３７Ｊ）およびフランジ性との組合せだけでなく、良好な溶接性も実現される。
【０００４】
そのような平鋼製品は、摩耗用途または構造用途のような用途に使用することができ、この場合には、鋼は、製造されたそのままの鋼製品および溶接された鋼製品のＨＡＺ（熱影響部）領域の両方で、十分な硬度、曲げ性および衝撃靭性と組み合わせて高い強度を示さねばならない。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】欧州特許第２，５７６，８４８号明細書
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
本発明の目的は、改善された熱間圧延鋼を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
上記目的は、圧延方向に沿っておよび／または圧延方向に対して横方向に、少なくとも１１００ＭＰａの降伏強度（Ｒｐ０．２）を有する熱間圧延鋼であって、
・Ｃ  ０．１０〜０．２、好ましくは０．１０〜０．１８、より好ましくは０．１２〜０．１８、
・Ｓｉ  ０〜０．７、好ましくは０．０３〜０．５０、より好ましくは０．１０〜０．３０、
・Ｍｎ  １．１〜２．２、好ましくは１．４〜１．８、より好ましくは１．４〜１．７、
・Ｎｂ  ０〜０．０６、好ましくは０〜０．０４、より好ましくは０〜０．００５、
・Ｔｉ  ０〜０．１５、好ましくは０〜０．０５、より好ましくは０．００５〜０．０２、
・Ｖ  ０．０３超で０．２５以下、好ましくは０．１０超で０．２０以下、
・Ａｌ  ０．０１〜０．１５、好ましくは０．０１５〜０．０６、
・Ｂ  ０．０００５〜０．０１０、好ましくは０．０００５〜０．００５、より好ましくは０．００１〜０．００３、
・Ｃｒ  ０．１〜１．７、好ましくは０．４〜１．７、または０．６〜１．５、または１．０質量％超、
・Ｍｏ  ０．１５〜０．８、好ましくは０．２〜０．５、
・Ｃｕ  ０〜１．５、好ましくは０．３〜１．０、
・Ｎｉ  ０．３〜２．５、好ましくは０．５〜２．５、より好ましくは０．７〜１．７、
・Ｐ  ０〜０．０１５、好ましくは０〜０．００９、
・Ｓ  ０〜０．００８、好ましくは０〜０．００４、
・Ｚｒ  ０〜０．２、好ましくは０〜０．０１、
・Ｃａ  ０〜０．００４、
・好ましくは、Ｎ  ０〜０．０１質量％、より好ましくは０．００６質量％以下、
・残部  Ｆｅおよび不可避不純物
を含む化学組成（質量％で）を有し、ここで：
ａ）０．１＜Ｃ＜０．１１である場合に、Ｍｎ≧１．６およびＶ＞０．１４およびＭｏ≧０．５（質量％）であり、
ｂ）０．１１＜Ｃ＜０．１２５である場合に、Ｍｎ≧１．４５およびＶ≧０．１３およびＭｏ≧０．３５（質量％）であり、
ｃ）０．１２５＜Ｃ＜０．１５である場合に、Ｍｎ≧１．３５およびＶ≧０．１２およびＭｏ≧０．２０（質量％）であり、
ｄ）Ｃ≧０．１５およびＶ＞０．１１である場合に、Ｍｎ≧１．３およびＭｏ≧０．１５（質量％）であり、またはＣ≧０．１５およびＶ  ０．０３〜０．１１である場合に、Ｍｎ＞１．３およびＭｏ＞０．１５およびＮｂ＞０．０２およびＣｒ＋Ｃｕ＋Ｎｉ＞１．４（質量％）である、熱間圧延鋼によって達成される。
【０００８】
これらの合金化元素をこれらの量で添加することによって、良好な母材靭性および強度特性の組合せを実現することができ、溶接部の引張試験の間に生ずるあらゆる破壊は、溶融線からできる限り遠くで発生することとなる。
【０００９】
炭素は、高い母材強度を実現するために必要であり、上記のその他の元素は、溶接継目内の破壊を「受ける」軟化域が避けられるように溶接部の強度を高める。マンガン、モリブデンおよびバナジウムも、焼入および焼戻された鋼の強度を高める。
【００１０】
靭性の観点から、できるだけ低い炭素含有量を有することが重要である。実施形態ａ）〜ｄ）における各元素の量は、靭性および高い強度の良好な組合せを提供する。
【００１１】
本明細書に記載される方法を使用して製造された上記の化学組成を有する熱間圧延鋼は、圧延方向に沿っておよび／または圧延方向に対して横方向に高い強度（すなわち、少なくとも１１００ＭＰａの降伏強度（Ｒｐ０．２））、ならびに圧延方向に沿っておよび／または圧延方向に対して横方向に少なくとも１１２０ＭＰａの引張強度、良好な曲げ性（すなわち、圧延方向に沿っておよび／または圧延方向に対して横方向に、５．０×厚さ、好ましくは圧延方向に沿って４．０×厚さ、またはより好ましくは圧延方向に沿って３．５×厚さの最小曲げ半径）、ならびに５〜１０ｍｍの厚さを有するシャルピーＶノッチ付き試験片を圧延方向に対して縦方向に−４０℃で測定した場合に、少なくとも３４Ｊ／ｃｍ２の衝撃靭性、より好ましくは少なくとも５０Ｊ／ｃｍ２の衝撃靱性、ならびに良好な延性（すなわち、圧延方向に沿っておよび／または圧延方向に対して横方向に、少なくとも８％、好ましくは少なくとも１０％または最も好ましくは少なくとも１２％のＡ％伸び）を示す。機械的特性は、規格ＩＳＯ  １００２５−６の試験指示に従って規定される。
【００１２】
好ましくは、この特性の組合せは、製造されたそのままの焼入および焼戻された熱間圧延鋼製品と、溶接された熱間圧延鋼製品（該製品は、Ｘ９０または好ましくはＸ９６のような、少なくとも１１００ＭＰａ、好ましくは少なくとも９６０ＭＰａ、より好ましくは少なくとも９００ＭＰａ、最も好ましくは少なくとも８９０ＭＰａの降伏強度を有する鋼用に設計された溶加材を使用して溶接される）のＨＡＺ（熱影響部）領域との両方で実現される。
【００１３】
従来技術は、少なくとも１１００ＭＰａの降伏強度（Ｒｐ０．２）を有する熱間圧延鋼板を含むが、これらの従来技術の熱間圧延鋼板は、溶接された場合に、そのような良好な溶接性またはそのような良好な機械的特性を有しない。
【００１４】
本明細書で使用される熱間圧延鋼という表現は、熱間圧延厚板または好ましくは熱間圧延ストリップ鋼のような、熱間圧延されて板状となった鋼を意味する。熱間圧延ストリップ鋼の厚さは、２〜１５ｍｍ、好ましくは２．５〜１０ｍｍであり得る。熱間圧延厚板の厚さは、４〜５０ｍｍ、好ましくは５〜２５ｍｍであり得る。
【００１５】
本発明の一実施形態によれば、熱間圧延鋼は、０．４〜１．７質量％のＣｒ、好ましくは１．０〜１．７質量％のＣｒを含む。
【００１６】
本発明の一実施形態によれば、化学組成は、ＮｉおよびＣｕの両方を含み、熱間圧延において鋼の高い表面品質を維持するように、Ｎｉの量≧０．３３×Ｃｕの量、好ましくはＮｉの量≧０．５×Ｃｕの量である。さらに、本発明による熱間圧延鋼の有利な特性を実現しつつ、熱間圧延鋼の合金化コストをできるだけ低く保つことができる（ニッケルは高価な合金化元素であるため）。ニッケルは、熱間圧延前に焼鈍される場合に鋼の外表面に形成され得る酸化鉄を含むスケールの下で銅が溶融するのを防ぎ、それによって、銅が粒界に入り粒界を脆弱化し得ることを防ぐ。粒界の脆弱化は、熱間圧延プロセスの間に表面の亀裂および欠陥を助長する場合がある。
【００１７】
本発明の一実施形態によれば、化学組成物は、ＮｉおよびＣｕの両方を、少なくとも０．５質量％、または少なくとも１．０質量％、または少なくとも１．２質量％の総量で含む。
【００１８】
本発明の一実施形態によれば、熱間圧延鋼は、圧延方向に沿っておよび／または圧延方向に対して横方向に、少なくとも１１２０ＭＰａ、または少なくとも１１３０ＭＰａ、または少なくとも１２００ＭＰａ、および／または最大１２５０ＭＰａ、または最大１３００ＭＰａ、または最大１４５０ＭＰａまでの引張強度を有する。
【００１９】
本発明の一実施形態によれば、熱間圧延鋼は、Ｖ溝溶接法またはＹ溝溶接法を使用して補強ありまたは補強なしで、好ましくは補強ありで、金属活性ガス（ＭＡＧ）溶接され、それにより、第１のパスは底面または上面から、好ましくは底面から、そして他のパスは上面から、１１００ＭＰａ、好ましくは９６０ＭＰａ、より好ましくは９００ＭＰａ、最も好ましくは８９０ＭＰａの引張強度を有する溶接材料および８〜１２秒、好ましくは６〜１８秒、より好ましくは５〜２０秒のｔ８／５時間を使用して溶接される。破壊は、溶融線から少なくとも１ｍｍ離れ、好ましくは２ｍｍ離れ、より好ましくは３ｍｍまたはそれより離れている。
【００２０】
Ｖ溝溶接法またはＹ溝溶接法を使用して、それにより、第１のパスは底面または上面から、好ましくは底面から、そして他のパスは上面から、１１００ＭＰａ、好ましくは９６０ＭＰａ、より好ましくは９００ＭＰａ、最も好ましくは８９０ＭＰａの引張強度を有する溶接材料および８〜１２秒、好ましくは６〜１８秒、より好ましくは５〜２０秒のｔ８／５時間を使用して溶接される。
【００２１】
ｔ８／５時間は、溶接継目および隣接する熱影響部（ＨＡＺ）を８００℃から５００℃まで冷却するのにかかる時間である。「溶接継目」という表現は、総溶接領域（ＷＭおよびＨＡＺ）を意味する。５秒未満のｔ８／５時間は、鋼の靭性特性に悪影響を与える場合がある。２０秒を超えるｔ８／５時間は、鋼の強度に悪影響を与える場合がある。ＭＡＧ溶接された横方向引張試験片の破壊は、溶接金属または溶融線では発生せず、その破壊は、１１００ＭＰａ、好ましくは９６０ＭＰａ、より好ましくは９００ＭＰａ、最も好ましくは８９０ＭＰａの引張強度を有する溶接材料および８〜１２秒、好ましくは６〜１８秒、より好ましくは５〜２０秒のｔ８／５時間を使用した場合に、補強ありまたは補強なしで、溶融線から１ｍｍ以上または２ｍｍ以上または３ｍｍ以上移動する。
【００２２】
本発明の一実施形態によれば、熱間圧延鋼は、溶接部が圧延方向に対して縦方向である、溶接された熱間圧延鋼製品の溶接継目にまたがって引張試験を行った場合に、少なくとも７％、好ましくは少なくとも８％、より好ましくは少なくとも９％の伸びを有する。熱間圧延鋼は、１１００ＭＰａ、好ましくは９６０ＭＰａ、より好ましくは９００ＭＰａ、最も好ましくは８９０ＭＰａの引張強度を有する溶接材料および８〜１２秒、好ましくは６〜１８秒、より好ましくは５〜２０秒のｔ８／５時間を使用して溶接される。
【００２３】
本発明はまた、
・Ｃ  ０．１０〜０．２、好ましくは０．１０〜０．１８、より好ましくは０．１２〜０．１８、
・Ｓｉ  ０〜０．７、好ましくは０．０３〜０．５０、より好ましくは０．１０〜０．３０、
・Ｍｎ  １．１〜２．２、好ましくは１．４〜１．８、より好ましくは１．４〜１．７、
・Ｎｂ  ０〜０．０６、好ましくは０〜０．０４、より好ましくは０〜０．００５、
・Ｔｉ  ０〜０．１５、好ましくは０〜０．０５、より好ましくは０．００５〜０．０２、
・Ｖ  ０．０３超で０．２５以下、好ましくは０．１０超で０．２０以下、
・Ａｌ  ０．０１〜０．１５、好ましくは０．０１５〜０．０８、
・Ｂ  ０．０００５〜０．０１０、好ましくは０．０００５〜０．００５、より好ましくは０．００１〜０．００３、
・Ｃｒ  ０．１〜１．７、好ましくは０．４〜１．７、または０．６〜１．５、または１．０質量％超、
・Ｍｏ  ０．１５〜０．８、好ましくは０．２〜０．５、
・Ｃｕ  ０〜１．５、好ましくは０．１〜１．０、
・Ｎｉ  ０．３〜２．５、好ましくは０．５〜２．５、より好ましくは０．７〜１．７、
・Ｐ  ０〜０．０１５、好ましくは０〜０．００９、
・Ｓ  ０〜０．００８、好ましくは０〜０．００４、
・Ｚｒ  ０〜０．２、好ましくは０〜０．０１、
・Ｃａ  ０〜０．００４、好ましくは０．００１〜０．００３、
・好ましくは、Ｎ  ０〜０．０１質量％、より好ましくは０．００６質量％以下、
・残部  Ｆｅおよび不可避不純物
を含む化学組成（質量％）を有し、ここで：
ａ）０．１＜Ｃ＜０．１１である場合に、Ｍｎ≧１．６およびＶ＞０．１４およびＭｏ≧０．５（質量％）であり、
ｂ）０．１１＜Ｃ＜０．１２５である場合に、Ｍｎ≧１．４５およびＶ≧０．１３およびＭｏ≧０．３５（質量％）であり、
ｃ）０．１２５＜Ｃ＜０．１５である場合に、Ｍｎ≧１．３５およびＶ≧０．１２およびＭｏ≧０．２０（質量％）であり、
ｄ）Ｃ≧０．１５およびＶ＞０．１１である場合に、Ｍｎ≧１．３およびＭｏ≧０．１５（質量％）であり、またはＣ≧０．１５およびＶ  ０．０３〜０．１１である場合に、Ｍｎ＞１．３およびＭｏ＞０．１５およびＮｂ＞０．０２およびＣｒ＋Ｃｕ＋Ｎｉ＞１．４（質量％）である、本発明の実施形態のいずれかによる熱間圧延鋼の製造方法に関する。
【００２４】
該方法は、以下の順序で行われる以下の工程：
−  １０００〜１３５０℃、好ましくは１２００〜１３５０℃のオーステナイト化温度に加熱する工程、
−  仕上げ圧延温度が７６０〜１０５０℃、好ましくは７６０〜９６０℃であるように熱間圧延する工程、
−  ３００℃またはそれ未満、好ましくは１５０℃またはそれ未満に焼入する工程、
を含む。
【００２５】
焼入は、微細組織を１／４厚で検査した場合に、微細組織中に少なくとも９０％のマルテンサイト、好ましくは９５％のマルテンサイト、より好ましくは９９％のマルテンサイトをもたらす。
【００２６】
ストリップ圧延では最終厚さが小さく、圧延の間に鋼が冷える傾向があるため、そのような比較的高いオーステナイト化温度を使用することが有益である。より高い加熱温度を使用することによって、ストリップ圧延の間に鋼はより熱くなり、圧延力はより小さくなる。その際、オーステナイト結晶粒もより微細化し易い。オーステナイト化温度が高いほど、圧延前のより均一な結晶粒組織も増進される。
【００２７】
非常に高い温度（１３５０℃超）が使用される場合、大きな結晶粒サイズが得られる危険性がある。さらに、鋼は激しく酸化する場合があり、高いスケール化のため収量損失があり得る。さらに、生産コストが高まることとなる。
【００２８】
焼入する工程は、好ましくは、直接焼入する工程であり、これは例えば、最後の熱間圧延パスの最大１５秒後に行われる。焼入の間の冷却速度は、典型的には３０〜１５０℃／秒である。
【００２９】
本発明の一実施形態によれば、圧延方向に対して横方向の全伸びを最大にするために、該方法は、５００〜６５０℃、より好ましくは５５０〜６５０℃の温度で焼戻焼鈍する工程を含み、ここで、焼戻時間は１時間もしくはそれより長く、または焼戻時間が１時間未満の場合には、５００〜７５０℃、より好ましくは５５０〜７５０℃の温度で焼戻焼鈍される。焼戻時間は、鋼が焼戻温度に達した後の保持時間である。焼戻焼鈍は、熱間圧延鋼の強度を維持しながら熱間圧延鋼の衝撃靭性および伸びを改善する。最大全伸びが必要とされない場合、焼戻焼鈍する工程は、１５０〜４９９℃、より好ましくは１８０〜２５０℃の温度で任意の焼戻時間を使用して行われる。焼戻焼鈍する工程前の熱間圧延鋼の微細組織は、前記微細組織を１／４厚で検査した場合に、少なくとも９０％のマルテンサイト、好ましくは少なくとも９５％のマルテンサイト、より好ましくは少なくとも９９％のマルテンサイトを含む。
【００３０】
焼戻焼鈍する工程は、焼入直後に行うことができることに留意すべきである。あるいは、１つまたはそれより多くの追加の方法工程を、焼入する工程と焼戻焼鈍する工程との間に行うことができる。例えば、焼入された鋼を、酸洗い工程および／または巻取りおよび／または矯正に供することができる。
【００３１】
鋼の化学組成から、および材料が少なくとも５００℃、好ましくは少なくとも５５０℃、より好ましくは少なくとも５８０℃の比較的高い温度で焼戻されることから、製造されたそのままの熱間圧延鋼および溶接された場合の熱間圧延鋼の機械的特性は優れている。焼戻時間が比較的短い、すなわち１時間未満の場合（例えば、高周波焼戻が使用される場合）に、焼戻温度は、より高くてよく、例えば５０℃高いまたはそれより高くてよい。最高焼戻温度は、好ましくは７５０℃である。
【００３２】
本発明の一実施形態によれば、焼戻焼鈍は、好ましくはベル型炉以外の炉内で実施される。すなわち、焼戻焼鈍する工程は、好ましく、ベル型炉内で行われずに、任意の他の好適な型の炉内で行われる。ベル型炉は、鋼製シェルおよび加熱システムを備えた断熱チャンバからなるバッチ炉である。ベル型炉は、クレーンを使用して装入物および炉床の上に降下される、ベルと呼ばれる着脱可能なカバーを有する。内側のベルは、炉床上に置かれ、密封されて保護雰囲気が供給される。外側のベルが降下することで、熱供給が与えられる。焼戻焼鈍がベル型炉内で行われる場合、断熱されたチャンバ内部の温度がゆっくりと上昇および下降することで、鋼は典型的には長い期間にわたり４５０〜６００℃の温度にさらされる場合がある。このことが、一部の鋼において脆化を引き起こす場合があり、なぜなら、原子の偏析が粒界に形成されることにより、鋼が脆弱化し、室温で非常に脆くなる場合があるからである。
【００３３】
本発明の一実施形態によれば、該方法は、熱間圧延鋼をストリップ圧延する工程を含む。熱間圧延鋼をストリップ圧延した場合、熱間圧延鋼は最大で０．００５質量％のニオブおよび０．１５質量％未満の炭素を含む。
【００３４】
熱間圧延鋼がストリップ圧延されない場合、熱間圧延鋼は最小で０．００５または０．０４または０．０２質量％のニオブを含む。０．０６質量％を超えるニオブは、熱間圧延鋼の強度特性に全く影響を与えないか、またはわずかな影響しか与えない。
【００３５】
直接焼入した場合、１つのプロセスとしてのストリップ圧延は、プレート圧延と比較してより細長いオーステナイト結晶粒組織（扁平化）を生成し、その際、再結晶化の時間はより長く、より再結晶化し易い。ニオブを使用することにより、扁平率を高めることができる。ストリップ圧延の場合と同じ扁平率を実現するために、平板鋼はしばしばニオブと合金化される。オーステナイトの扁平化は、鋼の強度および衝撃靭性を高める。
【００３６】
熱間圧延後に鋼を再熱して焼入する場合、高い強度および衝撃強度を得るためにニオブが必要とされる。その際、必要とされるニオブの最小量は、０．００５質量％超、好ましくは０．０２質量％超である。
【００３７】
本発明を、添付の図面を参照して非限定的な例によって以下でさらに説明する。
【図面の簡単な説明】
【００３８】
【図１】本発明の一実施形態による方法の工程を示すフローチャートを示す図である。
【図２】厚さ８ｍｍを有する材料の、フェイス側（つまり、溶接が行われた側）およびルート側（つまり、溶接が行われた側と反対側）から試験された、溶接部にわたる硬度プロファイルを示す図である。
【図３】厚さ４ｍｍを有する材料の、フェイス側およびルート側から試験された、溶接部にわたる硬度プロファイルを示す図である。
【００３９】
本発明による熱間圧延鋼を参照して開示された全ての構成は、本発明による方法にも当てはまり、逆もまた同様であることに留意すべきである。
【発明を実施するための形態】
【００４０】
図１は、
・Ｃ  ０．１０〜０．２、好ましくは０．１０〜０．１８、より好ましくは０．１２〜０．１８、
・Ｓｉ  ０〜０．７、好ましくは０．０３〜０．５０、より好ましくは０．１０〜０．３０、
・Ｍｎ  １．１〜２．２、好ましくは１．４〜１．８、より好ましくは１．４〜１．７、
・Ｎｂ  ０〜０．０６、好ましくは０〜０．０４、より好ましくは０〜０．００５、
・Ｔｉ  ０〜０．１５、好ましくは０〜０．０５、より好ましくは０．００５〜０．０２、
・Ｖ  ０．０３超で０．２５以下、好ましくは０．１０超で０．２０以下、
・Ａｌ  ０．０１〜０．１５、好ましくは０．０１５〜０．０８、
・Ｂ  ０．０００５〜０．０１０、好ましくは０．０００５〜０．００５、より好ましくは０．００１〜０．００３、
・Ｃｒ  ０．１〜１．７、好ましくは０．４〜１．７、または０．６〜１．５、または１．０質量％超、
・Ｍｏ  ０．１５〜０．８、好ましくは０．２〜０．５、
・Ｃｕ  ０〜１．５、好ましくは０．１〜１．０、
・Ｎｉ  ０．３〜２．５、好ましくは０．７〜１．７、
・Ｐ  ０〜０．０１５、好ましくは０〜０．００９、
・Ｓ  ０〜０．００８、好ましくは０〜０．００４、
・Ｚｒ  ０〜０．２、好ましくは０〜０．０１、
・Ｃａ  ０〜０．００４、好ましくは０．００１〜０．００３、
・好ましくは、Ｎ  ０〜０．０１質量％、より好ましくは０．００６質量％以下、
・残部  Ｆｅおよび不可避不純物
を含む化学組成（質量％）を有し、ここで：
ａ）０．１＜Ｃ＜０．１１である場合に、Ｍｎ≧１．６およびＶ＞０．１４およびＭｏ≧０．５（質量％）であり、
ｂ）０．１１＜Ｃ＜０．１２５である場合に、Ｍｎ≧１．４５およびＶ≧０．１３およびＭｏ≧０．３５（質量％）であり、
ｃ）０．１２５＜Ｃ＜０．１５である場合に、Ｍｎ≧１．３５およびＶ≧０．１２およびＭｏ≧０．２０（質量％）であり、
ｄ）Ｃ≧０．１５およびＶ＞０．１１である場合に、Ｍｎ≧１．３およびＭｏ≧０．１５（質量％）であり、またはＣ≧０．１５およびＶ  ０．０３〜０．１１である場合に、Ｍｎ＞１．３およびＭｏ＞０．１５およびＮｂ＞０．０２およびＣｒ＋Ｃｕ＋Ｎｉ＞１．４（質量％）である、本発明の実施形態のいずれかによる熱間圧延鋼の製造方法の工程を示す。
【００４１】
該方法は、上記の化学組成を有する鋼スラブを１０００〜１３５０℃のオーステナイト化温度に加熱する工程を含む。
【００４２】
鋼スラブの厚さは、例えば２１０ｍｍであり、鋼スラブは、好ましくは１２００〜１３５０℃のオーステナイト化温度まで加熱され、ここで、その温度は鋼スラブが十分に均一な熱さになり、合金化元素がマトリックス中に十分に固溶するまで保持される。典型的には、これには数時間かかる。オーステナイト化温度が１２００℃未満である場合、全ての合金化元素がオーステナイト中に固溶しない危険性がある。すなわち、オーステナイトが均質にならず、焼戻の間に析出硬化が低い水準に留まる場合がある。一方で、オーステナイト化温度が１３５０℃より高い場合、これにより、オーステナイトの非常に大きな結晶粒サイズが生じ、スラブ表面の酸化の増加がもたらされる。再熱における焼鈍時間は、典型的には２〜４時間の範囲で変動するが、選択された炉技術およびスラブの厚さに応じて、焼鈍時間は、４時間より長くても、または２時間より短くてもよい。
【００４３】
加熱する工程の後に、熱間圧延が行われ、この工程は、典型的には粗圧延工程と引き続いての仕上げ圧延工程を含み得る。最終パスでの熱間圧延の温度は、７６０〜１０５０℃である。好ましくは、熱間圧延の最終パスでの仕上げ圧延温度は、７６０〜９６０℃である。熱間圧延の最終温度は、圧延力が妥当であるように、好ましくは８３０℃より高く、またはより好ましくは少なくとも８５０℃であり、かつ最高で９４０℃、より好ましくは最高で９２０℃であり、その際、とりわけ優れた表面品質が保証される。
【００４４】
熱間圧延またはストリップ圧延の後に、鋼は焼入される。すなわち、典型的には３０〜１５０℃／秒の加速冷却速度で、例えば１段階の冷却を使用して、好ましくは１２０℃／秒の最大冷却速度で、水または油のような好適な焼入媒体中で３００℃もしくはそれ未満の温度に、または好ましくは１５０℃もしくはそれ未満の温度に、すなわち、室温／周囲温度と３００℃との間の任意の温度に冷却される。ストリップ製品の場合には、その温度で、すなわち３００℃またはそれ未満の巻取り温度でストリップ製品が巻き取られる。好ましくは、焼入は、最後の熱間圧延パスの最大１５秒後に行われる直接焼入である。
【００４５】
この焼入により、鋼は、良好な曲げ性と組み合わせた良好な衝撃靭性とを含む、非常に良好なその機械的特性を獲得する。好ましくは、焼入の最終温度は最高１５０℃であり、なぜなら、この場合、焼入後に良好な平坦度を有する鋼製品が得られるからである。
【００４６】
焼入された鋼は、引き続き、焼戻時間が１時間またはそれより長い場合には５００〜６５０℃で焼戻焼鈍され、または焼戻時間が１時間未満である場合には５００〜７５０℃の温度で焼戻焼鈍される。焼戻温度が４００〜７５０℃である場合、焼戻焼鈍は、鋼の強度および靭性特性に悪影響を与える危険性を避けるために、典型的にはベル型炉以外の炉内で行われる。しかしながら、焼戻温度が１５０〜２５０℃である場合、焼戻焼鈍は、鋼の強度および靭性特性に悪影響を与えずに、製造コストを最小限にするためにベル型炉内で行うこともできる。良好な靭性特性が必要とされる場合、低温焼戻脆化のため、２５０〜４００℃の焼鈍温度での焼戻は推奨されない。典型的には、温度が高いほど、良好な全伸び値が促進され、焼戻温度が低いほど、より高い強度特性が促進される。
【００４７】
好適な焼戻処理は、式Ｐ＝Ｔ＊（２０＋ｌｏｇｔ）によって規定され、式中、温度Ｔは゜Ｋ単位であり、時間は時間単位である。ラーソン・ミラーパラメータＰは１５〜１９．５の間であり、好ましくは１６〜１８の間である。
【００４８】
焼戻焼鈍する工程は、コイルから切り出された鋼板などの焼入された鋼に対して、またはコイルから連続的に巻き解かれた鋼板もしくは厚板に対して行うことができる。あるいは、ストリップ製品の場合、焼戻焼鈍する工程は、例えばベル型炉内でコイル全体に対して行うことができる。
【００４９】
焼戻焼鈍する工程前の熱間圧延鋼の微細組織は、微細組織を１／４厚で検査した場合に、少なくとも９０％のマルテンサイト、好ましくは少なくとも９５％のマルテンサイト、より好ましくは少なくとも９９％のマルテンサイトを含む。微細組織の大部分はマルテンサイトであるが、微細組織は幾らかのベイナイトを含む場合がある。焼戻焼鈍する工程前のフェライトおよびパーライトの含有量は、合計で１０％未満、好ましくは５％未満でなければならない。
【００５０】
溶接された熱間圧延鋼の溶接金属およびＨＡＺにおける良好な硬化性を保証するために、重量基準のパーセントとしてのマンガン含有量は１．１〜２．２質量％である。マンガンはまた、焼入する工程の間に母材の硬化性を増進する。「溶接金属」という表現は、主に溶加材からなる溶接継目の部分を意味することが意図される。
【００５１】
最大マンガン含有量は、過剰な偏析を防ぎ、良好な衝撃強度を保証するために、等式：
最大マンガン含有量（質量％）＝２．７−５×炭素含有量（質量％）
に従って定められるべきである。
【００５２】
焼戻焼鈍ではモリブデンが析出し、それは焼戻処理によって引き起こされる強度低下を低減し、したがって高い強度の実現を助ける。さらに、モリブデンは、焼戻焼鈍の間に、とりわけリンが粒界に溶浸するのを遅らせることにより、とりわけ鋼の脆弱化を防ぐために使用される。モリブデンはまた、母材の硬化性を効果的に高め、溶接された熱間圧延鋼の溶接継目の良好な強度特性を保証する。
【００５３】
ニオブは、大量に存在すると、熱間圧延鋼の曲げ性を低下させる場合があることが分かった。しかしながら、合金化元素としてのニオブの使用は、熱間圧延鋼において適切な強度および衝撃靭性を実現する上で有利である。ニオブは、鋼中のより小さな結晶粒サイズを促進し、これによって、より良好な鋼の特性がもたらされる。特に厚板の場合、良好な強度および靭性特性を促進する他の合金化元素をより少ない量で使用することを可能にするために、ニオブが必要とされる場合がある。直接焼入されたストリップ製品の場合、該鋼はニオブを使用せずに作製することもできる。したがって、ニオブは、本発明による熱間圧延鋼における任意選択の合金化元素であり、その含有量は０．０６質量％、好ましくは０．０４質量％、より好ましくは０．００５質量％に限定されるべきであり、その中では、熱間圧延鋼について最良の可能な曲げ性特性が保証される。
【００５４】
チタンは、本発明による熱間圧延鋼における任意選択の合金化元素であり、これは鋼中に窒素を結合するために必要とされる場合があり、こうして、ホウ素は硬化性の向上剤として効果的に機能し、窒化ホウ素を形成しない。チタンは、焼入された鋼でアルミニウムよりも確実に機能するため使用される。チタン含有量は０〜０．１５質量％、好ましくは０〜０．０５質量％、より好ましくは０．００５〜０．０２質量％である。窒化チタンは溶接部の熱影響部で結晶粒の成長を示し、溶接継目の靭性特性を改善する。一方で、０．０２質量％より高い含有量では、比較的大きなサイズの窒化チタンであるＴｉＮの量が増加する場合があり、これは熱間圧延鋼の衝撃靭性および曲げ特性の点で好ましくない。熱間圧延鋼のＴｉ／Ｎ比は、好ましくは３〜４の範囲内である。しかしながら、０．１５質量％までのより大きなチタン含有量は、焼戻されたそのままの状態での強度を高めるために使用される場合がある。
【００５５】
本発明による熱間圧延鋼におけるバナジウム含有量は、高い強度を保証するために、０．１質量％超で０．２５質量％以下、好ましくは０．１０質量％超で０．２０質量％以下、または少なくとも０．１１質量％のバナジウム、または少なくとも０．１２質量％のバナジウム、または少なくとも０．１３質量％のバナジウム、または少なくとも０．１４質量％のバナジウムでなければならない。しかしながら、多量すぎるバナジウムは、焼入および焼戻された鋼の衝撃靭性に有害であることが分かった。したがって、バナジウムの量は０．２５質量％を超過すべきではない。バナジウムは、焼戻後に強力な析出強化効果を有し、母材金属およびＨＡＺの両方で高い強度を実現するために必要とされる。
【００５６】
アルミニウムは、鋼の凝縮、つまり鋼からの酸素の結合のために使用される。アルミニウム含有量は、アルミニウム酸化物の過剰な形成を防ぐために、０．０１〜０．１５質量％、好ましくは０．０１５〜０．０８質量％である。
【００５７】
ホウ素は、焼入における鋼の硬化性を増進する効果的な合金化元素である。ホウ素は、溶接金属および熱影響部（ＨＡＺ）における強度および硬度特性を増進するので、本発明における必須の合金化元素である。溶接の間に、ホウ素は母材から溶接金属へと移動し、それにより溶接金属の硬度が高まる。これにより、溶接金属または溶融線で破壊が起こらないことが保証される。高い静的荷重において、破壊を溶融線から母材に向けてできる限り遠くに移動させることができる。ホウ素含有量は０．０００５〜０．０１０質量％、好ましくは０．０００５〜０．００５質量％、より好ましくは０．００１〜０．００３質量％である。少なくとも０．０００５質量％のホウ素含有量は、母材およびＨＡＺの硬化性を増進し、良好な強度特性が保証される。一方で、０．００５質量％超のホウ素含有量は、母材およびＨＡＺの硬化性の点で役立たない。ホウ素含有量が０．００１質量％超である場合、上記のように、溶接位置および破壊位置の調和した強度特性が保証される。０．０１０質量％超のホウ素含有量は、鋼の機械的特性にとって有害であり得る。
【００５８】
本発明による熱間圧延鋼のクロム含有量は、製造されたそのままの熱間圧延鋼および溶接された熱間圧延鋼製品のＨＡＺの両方において高い強度および良好な硬化性を実現するために、０．１〜１．７質量％、好ましくは０．４〜１．７質量％もしくは０．６〜１．５質量％または１．０質量％超である。クロムはまた、焼戻抵抗性も増進させる。
【００５９】
本発明の一実施形態によれば、本発明による熱間圧延鋼の化学組成は、ＮｉおよびＣｕの両方を、少なくとも０．５質量％、または少なくとも１．０質量％、または少なくとも１．２質量％の総量で含む。銅は任意選択の合金化元素である。熱間圧延鋼の強度を高めるために、または熱間圧延鋼の耐候性を改善するために、銅を１．５質量％までの量で、好ましくは０．１〜１．０質量％の量で使用することができる。
【００６０】
本発明の一実施形態によれば、化学組成は、ＮｉおよびＣｕの両方を含み、Ｎｉの量≧０．３３×Ｃｕの量、好ましくはＮｉの量≧０．５×Ｃｕの量である。Ｃｒ＋Ｃｕ＋Ｎｉは０．４〜５．７の間、好ましくは１．４〜３．５の間、より好ましくは２〜３の間である。
【００６１】
ニッケルは、本発明による熱間圧延鋼における必須の合金化元素であり、溶接継目の熱影響部および溶接金属の靭性を改善し、また、銅を含む熱間圧延鋼の表面品質も改善するが、状況によっては、焼戻された鋼の衝撃靭性をわずかに低下させる場合がある。
【００６２】
リンは、焼入および焼戻された鋼の衝撃靱性を脆弱化するため、リン含有量は最大で０．０１５質量％、好ましくは最大で０〜０．００９質量％に制限されるべきである。
【００６３】
本発明による熱間圧延鋼における良好な衝撃靭性および成形性を保証するために、硫黄含有量は、最大で０．００８質量％、好ましくは最大で０．００４質量％に制限される。
【００６４】
ジルコニウムは、必要に応じてニオブと置き換えることができる任意選択の合金化元素である。ジルコニウム含有量は、０〜０．２質量％の間、好ましくは０〜０．０１質量％の間であり得る。
【００６５】
カルシウムは、鋼中介在物の形態を変化させるために使用することができる任意選択の合金化元素である。カルシウム含有量は０〜０．００４質量％の間であり得る。カルシウムの量が０．００４質量％を超過すると、鋼中の介在物が多すぎて、それが鋼の物理的特性に悪影響を及ぼす場合がある。
【００６６】
本発明の一実施形態によれば、熱間圧延鋼は、少なくとも１１２０ＭＰａで１４５０ＭＰａまでの引張強度を有する。
【００６７】
本発明の一実施形態によれば、熱間圧延鋼は、圧延方向に沿っておよび／または圧延方向に対して横方向に、少なくとも８％、またはさらに少なくとも１０％または少なくとも１２％のＡ％伸び（すなわち、長さのパーセントで表される、長さの永久伸び）を有する。熱間圧延鋼は、製造されたそのままの状態でそのような伸びを有する。また、熱間圧延鋼は、溶接部が圧延方向に対して縦方向である、溶接された熱間圧延鋼製品の溶接継目にまたがって引張試験を行った場合に、少なくとも７％、好ましくは少なくとも８％、より好ましくは少なくとも９％の伸びを有する。
【００６８】
本発明の一実施形態によれば、熱間圧延鋼は、５〜１０ｍｍの厚さを有するシャルピーＶノッチ付き試験片を、圧延方向に対して縦方向および／または横方向に、２０℃で、より好ましくは−４０℃で測定した場合に、少なくとも３４Ｊ／ｃｍ２の衝撃靭性、より好ましくは少なくとも５０Ｊ／ｃｍ２の衝撃靭性を有する。熱間圧延鋼は、製造されたそのままの状態でそのような衝撃強度を有する。
【００６９】
本明細書で挙げられた熱間圧延鋼の機械的特性は、規格ＩＳＯ  １００２５−６：２００４の試験指示に従って測定した。
【００７０】
本発明の一実施形態によれば、熱間圧延鋼は、Ｖ溝溶接法またはＹ溝溶接法を使用して補強ありまたは補強なしで金属活性ガス（ＭＡＧ）溶接され、それにより、第１のパスは底面または上面から、好ましくは底面から、他のパスは上面から、１１００ＭＰａ、好ましくは９６０ＭＰａ、より好ましくは９００ＭＰａ、最も好ましくは８９０ＭＰａの引張強度を有する溶接材料および８〜１２秒、好ましくは６〜１８秒、より好ましくは５〜２０秒のｔ８／５時間を使用して溶接される。ｔ８／５時間は、熱間圧延鋼を溶接し、溶接継目および隣接する熱影響部（ＨＡＺ）を８００℃から５００℃に冷却するのにかかる時間を測定することによって決定することができる。
【００７１】
本発明の一実施形態によれば、熱間圧延鋼は、圧延方向に対して縦方向および／または横方向に、５．０×厚さの最小曲げ半径、またはより好ましくは４．０×厚さの最小曲げ半径、またはより好ましくは３．５×厚さの最小曲げ半径を有する。７ｍｍまたはそれより厚い板厚では、該鋼は、圧延方向に対して縦方向で５．０×厚さの最小曲げ半径、または好ましくは４．０×厚さの最小曲げ半径、またはより好ましくは３．５×厚さの最小曲げ半径を有し、圧延方向に対して横方向に、５．０×厚さの最小曲げ半径を有する。
【００７２】
本発明による熱間圧延鋼は、摩耗用途または構造用途のような用途に適しており、この場合には、該鋼は、製造されたそのままの製品および溶接された熱間圧延鋼製品のＨＡＺ（熱影響部）の両方で、十分な硬度、曲げ性および衝撃靭性と組み合わせて高い強度を示さねばならない。例えば、本発明による熱間圧延鋼は、建設機器、採掘機器、資材運搬機器、土木機器、杭打ち機器、除雪機器、造園機器または削岩機器のためのあらゆる構成要素を製造するために使用することができる。該熱間圧延鋼は、例えば、掘削機またはクレーン用の昇降ブームを製造するために使用することができる。
【００７３】
試験結果
試験は、以下の表１に示される化学組成を有する鋼を使用して行った。各元素の量は質量％で示され、残部は、Ｆｅ、および窒素以外の不可避不純物である。窒素もまた不可避不純物とみなされ得ることに留意すべきである。しかしながら、窒素の量は、意図的に添加された合金化元素と一緒に表１に示されている。窒素の量は、好ましくは０〜０．０１質量％の範囲内である。
【００７４】
表１で「ＩＮＶ」と表示された組成は、本発明による鋼の化学組成および物理的特性を有し、本発明による方法を使用して製造された鋼であることに留意すべきである。本発明による鋼の化学組成もしくは物理的特性を有しないまたは本発明による方法を使用して製造されていない比較例は、表１で「ＲＥＦ」と表示される。
【００７５】
【表１】
2021511441.tif 000003
【００７６】
表１に示される化学組成を有する鋼を、４ｍｍ、６ｍｍおよび８ｍｍの最終厚さに熱間圧延した。熱間圧延を熱間ストリップ圧延ラインで行い、熱間圧延されたストリップを、圧延後に巻取り前に直接焼入した。使用された焼戻炉の種類に応じて、剪断加工の前または後に焼戻を実施した。焼戻がベル型炉（以下の表２の焼戻記号「Ｃ」）で行われる場合、焼入されたストリップのための剪断加工を焼戻後に実施した。板状での焼戻（表２の焼戻記号「Ｓ」）の場合には、剪断加工を焼戻焼鈍の前に行った。焼戻方法に応じて、焼戻の間の保持時間は１５〜７２０分の間で変動した。
【００７７】
より具体的な製造パラメータを表２に示す。
【００７８】
【表２】
2021511441.tif 000004
【００７９】
表中、
ｆｕｒｎＴは、熱間圧延前の再熱温度であり、
ＦＲＴは、仕上げ圧延温度であり、
ＣＴは、巻取り温度であり、
Ｔは、焼戻温度であり、
ｔは、焼戻時間であり、
プロセス記号は、各プロセスを実施した地理的な場所を示す。
【００８０】
機械的試験および曲げ試験の試験結果を表３に示す。本発明による鋼は１１００ＭＰａを超える降伏強度、１１２０ＭＰａを超える引張強度、良好な衝撃靱性、および驚くべきことに、既知の鋼と比較して極めて良好な破断伸びを有する。その高い強度を考慮すると、本発明による鋼はまた、非常に良好な曲げ特性を示す。
【００８１】
曲げ試験は、３点曲げを使用して３００×３００ｍｍ２の面積を有する試料で実施した。１回の加圧で試料を９０゜の角度に曲げ、全ての試料をＺ字形に曲げて、試料の上表面および下表面の両方を試験した。試料の機械的特性および曲げ性を、圧延方向に対して縦方向および圧延方向に対して横方向の両方で試験した。
【００８２】
【表３】
2021511441.tif 000005
【００８３】
溶接試験
溶接試験は、金属活性ガス（ＭＡＧ）溶接法ならびにＶ溝およびＹ溝を使用して実施した。使用した溶接材料は、規格ＥＮＧ  ８９  ５  Ｍ２１  Ｍｎ４Ｎｉ２．５ＣｒＭｏ（商用グレードＸ９６）に準拠していた。第１のパスは底面または上面から、好ましくは底面から溶接し、他のパスは上面から溶接した。９６０ＭＰａの引張強度を有する溶接材料を使用し、ｔ８／５は６〜１８秒の間で変動した。溶接部にまたがる引張試験により、溶接部が１１００ＭＰａ（Ｒｐ０．２）の降伏強度を有し、破壊が母材金属（ＢＭ）に位置することが示された。
【００８４】
溶接部にできる限り良好な強度および靭性特性の組合せを実現し、靭性を失うことなく調和した引張特性を実現できるようにすることが目標であった。さらに、溶接部にわたる静的引張試験において、溶接金属（ＷＭ）および溶融線（ＦＬ）からできる限り離れた位置にある破壊を得ることが目的であり、これにより溶接された構造物について極めて良好な破断伸び値が可能となる。静的荷重での破壊がＷＭおよびＦＬからできる限り離れて起こり、破断伸びが高い場合、溶接された構造物の挙動は予測可能であり安全である。本発明者らは、本発明による鋼は、母材の降伏強度が１１００ＭＰａを超えていても、これらの要件を満たし得ることを見出した。通常、そのような高い強度を有する既知の鋼は、特に調和しない溶接材料が使用される場合、引張試験が行われると、溶接部（ＷＭまたはＦＬ）にわたって位置する破壊を有する（調和しない溶接材料の降伏強度は、典型的には１１００ＭＰａ未満である）。
【００８５】
表４は、試験で使用された溶接パラメータおよび得られた試験結果を示す。本発明による鋼は、引張試験における静的負荷が溶接部にわたって設定されるとき、溶接部（ＷＭおよび／またはＦＬ）から離れて位置する破壊を有する。既知の鋼と比較して、そのような挙動が補強の有無にかかわらず実現され得ることは驚くべきことである。補強なしでは、そのような挙動の実現は非常に革新的である。表４では、母材に破壊がある場合、破壊位置は「ＢＭ」で表示され、破壊が熱影響部で発生した場合は「ＨＡＺ」、破壊が溶接金属で発生した場合は「ＷＭ」と表示される。
【００８６】
【表４】
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【００８７】
表中、ｔ８／５は、溶接継目における８００℃から５００℃までの冷却時間である。
【００８８】
衝撃靭性は、５ｍｍの厚さを有する試験片を使用して測定した。
【００８９】
図２および図３は、溶接された試料のフェイス側およびルート側の近くで試験された、溶接継目にわたる典型的な硬度プロファイルを示している。本発明による鋼が溶接部にわたって非常に滑らかな硬度プロファイルを有し得ること、そして引張試験の間に狭まり始め、それにより破壊の位置に影響を与える場合がある軟質域が存在しないことは驚くべきことである。通常、調和しない溶接材料（Ｘ９０および／またはＸ９６）で溶接された１１００ＭＰａの降伏強度を有する鋼は、ＨＡＺ、特にＷＭにおいて幾らかの軟化を示す。本発明による鋼は、ＨＡＺにおいて良好な硬度を維持することができるが、硬化を促進する合金化元素（すなわち、ホウ素）の拡散のためＷＭにおいても良好な硬度を有する。本発明による鋼における低炭素含有量（すなわち、０．１〜０．２０質量％炭素）は、溶接部が高い靭性だけでなく良好な硬度を有することを保証する。
【００９０】
特許請求の範囲内での本発明のさらなる変更は当業者には明らかである。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【国際調査報告】
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