(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．１〜０．２５％（質量％の意味、化学成分組成については以下同じ）、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｃｒ：０．１〜１．５％、Ｍｏ：０．１〜０.５％、Ｔｉ：０．０１〜０．０５％およびＮｂ：０．０１〜０．０５％を夫々含有する他、Ｖ：０．０１〜０．０５％および／またはＢ：０．０００１〜０．００５％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、且つ旧オーステナイトの平均粒径が２０μｍ以下であると共に、旧オーステナイト粒径分布の標準偏差（σ）が５μｍ以下であることを特徴とする曲げ加工性に優れた引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板。
【請求項２】
更に、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％を含有するものである請求項１に記載の高強度鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、引張強度で９８０ＭＰａ以上の高強度を維持しつつ、曲げ加工性にも優れた高強度鋼板に関するものであり、特に大型化が求められている建築機械構造物に好適に用いることのできる鋼板に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、中国を中心として都市化が急速に進められている。これによって、土木・建築関連の工事量は増加しており、建築機械への需要の伸びが著しい傾向がある。
【０００３】
一方、建築機械構造物による作業効率向上は今後の都市開発において重要となることが予想され、作業効率向上のための建築機械構造物の大型化も進められている。しかしながら、地球環境問題への対応からクレーン自体の重量制約も厳しくなりつつあり、より高強度（例えば、引張強度で９８０ＭＰａ以上）な厚鋼板が必要となっている。
【０００４】
またこうした高強度厚鋼板は、建築機械構造物への適用を考慮した場合、その加工性（特に曲げ加工性）が良好であることも要求されることになる。しかしながら、高強度と加工性とは相反する特性であり、両方の特性を満足させることは困難である。
【０００５】
引張強度が７８０ＭＰａ以上の高張力厚鋼板で、その一様伸びを改善した技術として、例えば特許文献１のような技術も提案されている。この技術は、旧オーステナイト（以下、「旧γ」と略記することがある）粒径の微細化（粒度番号で７以上または板厚方向厚み平均で１０μｍ以下）を図って転位の障害を多くし、加工硬化能を高めることによって、一様伸びを改善するものである。しかしながら、旧γ粒径の微細化を図っただけでは、必ずしも加工性が良好になるとは限らないことが分かった。
【特許文献１】特開２００２−８８４４０号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
本発明は、こうした状況の下でなされたものであって、その目的は、引張強度が９８０ＭＰａ以上という高強度を維持しつつ曲げ加工性をも良好な高強度鋼板を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
上記目的を達成し得た本発明の高強度鋼板とは、Ｃ：０．１〜０．２５％（質量％の意味、化学成分組成については以下同じ）、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｃｒ：０．１〜１．５％、Ｍｏ：０．１〜０.５％、Ｔｉ：０．０１〜０．０５％およびＮｂ：０．０１〜０．０５％を夫々含有する他、Ｖ：０．０１〜０．０５％および／またはＢ：０．０００１〜０．００５％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、且つ旧オーステナイトの平均粒径が２０μｍ以下であると共に、旧オーステナイト粒径分布の標準偏差（σ）が５μｍ以下である点に要旨を有するものである。
【０００８】
本発明の高強度鋼板においては、必要に応じて更にＣａ：０．０００５〜０．０１％を含有させることも有効であり、これによって高強度鋼板の特性を更に向上させることができる。
【発明の効果】
【０００９】
本発明によれば、化学成分組成を適切に調整すると共に、旧γの平均粒径および旧γ粒径分布の標準偏差（σ）を適切な範囲に制御することによって、引張強度が９８０ＭＰａ以上という高強度を維持しつつ曲げ加工性な高強度鋼板が実現でき、このような鋼板は大型の建築機械構造物の素材として極めて有用である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１０】
本発明者は、引張強度が９８０ＭＰａ以上の鋼板において良好な曲げ加工性を実現するために様々な角度から検討した。組織的には、旧γ粒径の微細化を図ることによって、一様伸びが改善できることは提案されている（前記特許文献１）。しかしながら、旧γ粒径の微細化を図っただけでは、必ずしも曲げ加工性が改善されるとは限らないことを明らかにした。そこで、本発明者は、こうした現象が生じる原因について検討した。
【００１１】
その結果、上記のような鋼板では、旧γ粒径の異方性については、何ら考慮されておらず、化学成分組成や製造条件によっては異方性が顕著になり、これが原因して鋼板材質にばらつきが発生することになり、こうしたばらつきは強度や靭性のばらつきが生じる他、一様伸びに関してもばらつきが生じてしまい、これによって加工性を損ねることが判明した。
【００１２】
そこで、本発明者は、旧γ粒径の微細化を図ると共にそのばらつきを低減すれば、伸びが改善されて、曲げ加工性も改善されるのではないかとの着想の下で、その具体的手段について化学成分組成および製造条件の面から検討を進めた。特に、ばらつきが発生する原因は、様々な要因によって再結晶粒成長が不均一に生じ、これがばらつき発生の原因となると考え、こうした不均一な再結晶粒成長を抑制するための条件について検討した。
【００１３】
その結果、化学成分組成の設定方向として、次のような知見が得られた。引張強度が９８０ＭＰａ以上の鋼板を実現するためには、従来では固溶強化能の高いＣｕやＮｉ等を添加することが有用とされているが、本発明の鋼板ではこれらの元素を一切含有しない成分系とした。これで、再結晶温度域は従来の成分系に比べて広くなり、不均一に発生した再結晶組織を蚕食する頻度が増加し、より均一な組織が得られやすくなる。また、適正量のＮｂやＴｉを添加することによって、これらの炭窒化物による結晶粒のピン止め効果が発揮され、旧γ粒径をより微細にすることが可能となる。
【００１４】
一方、本発明者は、不均一な再結晶組織の生成を抑制するための製造条件については、次の様な知見が得られた。まず、仕上げ圧延時の最長パス間時間を１５秒以内とし、一枚の鋼板の圧延における１パス当りの圧下率のうち、少なくとも３回は２０〜３０％程度として均一圧下に制御することによって、不均一に発生する再結晶を抑制し、更に核生成サイトの増加によって、均一且つ微細な組織を得ることができるようになる。尚、上記パス間時間は、鋼板長手方向の最先端が圧下されてから、次のパスで同じ位置が圧下されるまでの時間のことを指す。
【００１５】
これは、パス間時間を規定し、未圧延時の再結晶頻度と再結晶粒の成長を制御することと、１パス当りの圧下率を規定することで圧延時に導入されるひずみ量を制御し、再結晶の発生する頻度を制御することによって、旧γ粒径の微細均一化が達成されるものと考えられた。
【００１６】
本発明では、上記の手段を採用することによって、旧γ粒径の微細化を図ると共にそのばらつきを低減でき、曲げ加工性も改善されることになる。旧γ粒径の微細化の基準としては、旧γの平均粒径が２０μｍ以下とする必要がある。これによって、加工性改善のために必要な伸びが高いものになる。但し、旧γ粒径の微細化を達成するだけでは、本発明の目的は達成されず、そのばらつきも低減する必要がある。その指標として、結晶粒径分布の標準偏差（σ）が５μｍ以下である必要がある。尚、標準偏差σは、下記の方法によって求められるものである。
【００１７】
［標準偏差σの測定方法］
光学顕微鏡で４００倍の倍率でミクロ組織を観察し、縦・横夫々５等分し、夫々の線分が切断した結晶粒（旧γ粒）の長さ（ｘｉ）を計測した結果よりその分布を求め、下記（１）式、（２）式によって平均値、分散を求めた後、分散の平方根をとったものを標準偏差とする。
【００１８】
【数１】
0005156453.tif 000002
【００１９】
【数２】
0005156453.tif 000003
【００２０】
曲げ加工性を改善する因子として、最大結晶粒径が支配することも考えられるが、本発明の高強度鋼板では、結晶粒（旧γ粒）が正規分布に近い分布を示しており、最大結晶粒径は殆ど問題にならないものと考えられた。こうした最大結晶粒径が問題になるのは、低合金鋼の場合であり、本発明の鋼板のように強度クラスが９８０ＭＰａ以上の高合金鋼の場合には、結晶粒の異常成長の起こる温度域が低く、駆動力が小さいので殆ど発生することはない。こうしたことから、本発明では最大結晶粒径ではなく、標準偏差を規定するだけで、その特性が評価できるものとなる。
【００２１】
安定して伸びの良い鋼板を製造する上で、異方性の大きい組織は材質の異方性を生む結果となるため圧倒的に不利となる。本発明の様に、結晶粒径が均一な組織とすることによって、曲げ加工性の良好な鋼板が得られることになる。また、組織単位を微細化することによって、転位の障害となる単位面積当りの粒界を増加させることになり、これが伸びを改善することになる。即ち、加工硬化が大きい材料であれば、引張時に局部的に応力がかかったとしても、その部分が非常に高い加工硬化能を発揮することで、その部分ではそれ以上変形が起きず、他の未加工硬化部分で変形が進行することになる。その結果、加工硬化させる能力の大きい組織（微細な組織）であれば、伸びが大きなものとなる。
【００２２】
組織微細化によって上記のような現象が生じる理由は、結晶粒内における転位のパイルアップ理論（ｐｉｌｅ−ｕｐ理論）に基づくものであり、結晶粒界は転位のパイルアップサイトとして機能することが知られている。結晶粒界には、旧γ粒界、バケット粒界、ブロック粒界、ラス粒界等が存在するが、隣り合う結晶粒との方位差が最も大きい旧γ粒界は転位のパイルアップサイトとしての機能が高いという知見が得られており、伸びの支配因子としては、旧γ粒径が最も影響が高いと考えられた。
【００２３】
尚、本発明の鋼板では、後述する製造方法によって、最終的に焼戻しマルテンサイト組織や焼戻しベイナイト組織とされて、引張強度が９８０ＭＰａ以上の鋼板とされるのであるが、いずれの組織となるにしても、旧γ粒径は最終製品においても保存されており、その旧γ粒径を微細化することによって上記の効果が達成されることになる。
【００２４】
本発明の高強度鋼板では、組織の微細化の観点から、ＴｉおよびＮｂの含有量を適切に調整する必要があるが、その他Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ等の基本成分についても適切に制御する必要がある。これらの元素の範囲限定理由は、次の通りである。
【００２５】
［Ｃ：０．１〜０．２５％］
Ｃは強度向上に不可欠の元素であり、再加熱焼入れ・焼戻しによる製造方法では（後述するＱＴ法）、Ｃ含有量が０．１％未満では引張強度が９８０ＭＰａ以上という高強度を得るためには、他の合金元素を多量に添加することになり、コストアップとなってしまう。しかしながら、Ｃ含有量が過剰になると、靭性や溶接性を著しく損ねるので、０．２５％までとする必要がある。
【００２６】
［Ｓｉ：０．１〜０．５％］
Ｓｉは鋼材の高強度化と脱酸に不可欠の元素であるが、０．１％未満ではこうした効果を発揮させることが不十分であり、０．５％を超えて過剰に含有させると靭性が低下することになる。こうしたことから、Ｓｉ含有量は０．１〜０．５％とする必要がある。
【００２７】
［Ｍｎ：０．５〜２．０％］
Ｍｎは鋼板の焼入れ性を高め、強度・靭性を向上させる元素として有効である。こうした効果を発揮させるためには、Ｍｎ含有量は０．５％以上とする必要がある。しかしながらＭｎを過剰に含有させると、溶接部の靭性が劣化するので、その上限を２．０％とする。
【００２８】
［Ｃｒ：０．１〜１．５％］
ＣｒはＭｎと同様に少量の添加で焼入れ性を向上させる元素として有用である。こうした効果を発揮させるためには、Ｃｒ含有量は０．１％以上とする必要がある。しかしながらＣｒを過剰に含有させると、溶接部の靭性が劣化するので、その上限を１．５％とする。
【００２９】
［Ｍｏ：０．１〜０.５％］
Ｍｏには、焼鈍後の強度を確保する効果がある。こうした効果を発揮させるためには、０．１％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｍｏを０．５％よりも過剰に含有させても、その効果が飽和するばかりか、鋼板の靭性を却って低下させることになる。こうしたことから、Ｍｏの含有量は０．１〜０．５％と規定した。
【００３０】
［Ｔｉ：０．０１〜０．０５％］
Ｔｉは微細な炭窒化物を形成しやすく、少量の添加で結晶粒界や転位をピン止めすることで、微細な旧γ粒を形成すると共に、鋼板の強化に寄与する効果を有する。こうした効果を発揮させるためには、その含有量は０．０１％以上とする必要があるが、Ｔｉ含有量が過剰になって０．０５％を超えると、靭性劣化の原因となる。
【００３１】
［Ｎｂ：０．０１〜０．０５％］
ＮｂはＴｉと同様に微細な炭窒化物を形成しやすく、結晶粒界や転位をピン止めすることで、微細な旧γ粒を形成すると共に、鋼板の強化に寄与する効果を有する。こうした効果を発揮させるためには、その含有量は０．０１％以上とする必要があるが、Ｎｂ含有量が過剰になって０．０５％を超えると、靭性劣化の原因となる。
【００３２】
［Ｖ：０．０１〜０．０５％および／またはＢ：０．０００１〜０．００５％］
ＶとＢは、いずれも鋼材を強化する上で有効な元素である。このうちＶは、ＴｉやＮｂと同様に、微細な炭窒化物を形成しやすく、結晶粒界や転位をピン止めすることで、微細な旧γ粒を形成すると共に、鋼板の強化に寄与する効果を有する。こうした効果を発揮させるためには、Ｖ含有量は０．０１％以上とする必要があるが、その含有量が過剰になって０．０５％を超えると、靭性劣化の原因となる。
【００３３】
一方、Ｂは、極少量の添加で鋼の焼入れ性を向上させて固溶強化によって鋼板の強度を向上させる効果を発揮する。こうした効果を発揮させるためには、Ｂ含有量は０．０００１％以上とする必要があるが、その含有量が過剰になって０．００５％を超えると、靭性劣化の原因となる。
【００３４】
本発明の高強度鋼板において、上記成分の他は、鉄および不可避的不純物であるが、溶製上不可避的に混入する微量成分（許容成分）も含み得るものであり（例えば、Ｐ，Ｓ，Ｏ等）、こうした鋼板も本発明の範囲に含まれるものである。また、本発明の高強度鋼板には、必要によって、更にＣａ：０．０００５〜０．０１％を含有することも有効であり、Ｃａを含有することによって高強度鋼板の特性を更に向上させることができる。Ｃａを含有させるときの範囲限定理由は下記の通りである。
【００３５】
［Ｃａ：０．０００５〜０．０１％］
Ｃａは、非金属介在物の制御により靭性を向上させる効果がある。こうした効果を発揮させるためには０．０００５％以上含有させることが好ましい。しかしながら、Ｃａ含有量が０．０１％を超えて過剰になってもその効果が飽和するので０．０１％以下とすることが好ましい。
【００３６】
本発明の高強度鋼板を製造するには、不均一な再結晶組織の生成を抑制するという観点から、仕上げ圧延時の最長パス間時間を１５秒以内とし、一枚の鋼板における１パス当りの圧下率のうち、少なくとも３回は２０〜３０％程度の均一圧下をする必要があるが、その他の条件については、通常の製造条件に従えば良い。但し、連続鋳造後の熱間圧延から直接焼入れ−焼戻しする方法（以下、「ＤＱ−Ｔ法」と呼ぶ）では、旧γ粒径は大きくならないが、加速冷却過程における冷却むらに起因する組織のばらつきが発生しやすいため、旧γ粒径のばらつきが大きくなりやすく、好ましくない。
【００３７】
こうした観点から、連続鋳造した後、熱間圧延を行い、その後一旦冷却してから焼入れ・焼戻しする方法が好ましい。具体的には、上記のような化学成分系にて転炉で溶製し、得られたスラブ鋳片を１１００〜７００℃程度で熱間圧延を行う。このときの圧延条件は、粗圧延機にて板厚：１２０ｍｍ以下まで圧延した後、仕上げ圧延機にて上記した条件（パス間時間、1回当りの圧下率）で圧延し、圧延終了温度を再結晶温度以上で圧延を終了する。このときの板厚は６〜５０ｍｍである。
【００３８】
上記圧延後は、大気中で１００℃以下まで冷却した後、再加熱焼入れ処理を行う。このときの焼入れ条件は、加熱温度：８８０〜９３０℃まで加熱し、その温度で５〜１５分保持した後、水焼入れを行う。更に、焼入れ処理後、鋼板温度を１００℃以下にしてから焼戻し処理を行う。このときの焼戻し条件は、温度：３００〜５００℃まで加熱し、その温度で５〜１５分程度保持した後、大気中で空冷する（以下、この方法を「ＱＴ法」と呼ぶ）。
【００３９】
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で変更を加えて実施することは勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
【実施例】
【００４０】
［実施例１］
下記表１に示す化学成分組成の鋼を通常の方法によって溶製し、上記した方法（ＱＴ法）によって、各種鋼板を製造した。このとき、熱間圧延後に一旦冷却せずに、直接焼入れ−焼戻しした鋼板（ＤＱ−Ｔ法）についても作製した（後記表２のＮｏ．１６、１７）。
【００４１】
【表１】
0005156453.tif 000004
【００４２】
得られた各鋼板について、下記の方法によって引張試験を行い、鋼板の機械的特性（引張強度ＴＳ、全伸びＥＬ）を測定すると共に、下記の方法によって旧γ粒径を測定し、その粒径を統計学的に定量評価した。
【００４３】
［機械的特性の測定方法］
引張試験の試験片は、ＪＩＳ  Ｚ  ２２０１  ５号試験片（板厚：４．５〜６ｍｍの場合）、ＪＩＳ  Ｚ  ２２０１  １Ａ号試験片（板厚：６〜４０ｍｍの場合）、またはＪＩＳ  Ｚ  ２２０１  ４号試験片（板厚４０〜５０ｍｍの場合）を使用し、圧延方向に垂直な方向を長手方向とする様に試験片を加工した。これらの試験片を用い、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１の要領で引張試験を行ない、鋼板の引張強度ＴＳ、および全伸びＥＬを測定した。このとき、試験片採取位置は、鋼板の板厚方向１／４の位置とした。尚、引張強度については、少なくとも９８０ＭＰａ以上を確保する必要があり、全伸びＥＬについては、厚板製品を加工する際に曲げ割れが発生しないために必要とされる１３％を合格基準とした。
【００４４】
［旧γ粒径の測定方法］
鋼板の圧延方向と平行な断面を光学顕微鏡で観察した。このときの観察条件は、観察倍率：４００倍、観察位置は板厚方向の１／４部であり、視野数は任意の１０視野とした。総観察面積は、１試料当り３×１０2（μｍ2）である。このとき試料を観察しやすくするために、ピクリン酸、塩酸、界面活性剤等を含有する腐食液にて化学腐食を施した。そして、前述した方法によって、旧γ粒径の平均値と標準偏差σを求めた。
【００４５】
その結果を、製造方法（ＱＴ法またはＤＱ−Ｔ法）、最長パス間時間、圧下率（３回ほぼ均一に圧下したときの１回当りの平均圧下率）と共に下記表２に示す。またこれらの結果に基づき、旧γ粒径（平均値）と全伸びＥＬの関係を図１に、標準偏差σと全伸びＥＬの関係を図２に夫々示す。
【００４６】
【表２】
0005156453.tif 000005
【００４７】
これらの結果から次のように考察できる。まず、試験Ｎｏ．１〜１５のものは、本発明で規定する要件を満足する鋼板（発明鋼）であり、いずれも高い引張強度と共に良好な伸びを示していることが分かる。また、平均旧γ粒径を２０μｍ以下とすると共に、その標準偏差σを５μｍ以下とすることによって、高い伸びが達成できることが分かる。
【００４８】
これに対して、試験Ｎｏ．１６〜２０のものでは、本発明で規定する要件のいずれかを欠くものであり（比較鋼）であり、いずれも伸びが小さな値となっている。具体的には、試験Ｎｏ．１６、１７のものは、製造方法がＤＱ―Ｔ法によるものであり、旧γ粒径こそ小さく制御されているが、加速冷却過程における冷却むらに起因する組織のばらつきが発生しているため、旧γ粒径分布のばらつきが発生しており（標準偏差σの値が大きい）、希望する伸びを確保できない。
【００４９】
試験Ｎｏ．１８〜２０のものは、結晶粒径微細化と組織の均一化に影響するＮｂやＴｉを含有させていない成分系の鋼板であり、ＮｂやＴｉの炭窒化物による旧γ粒径の微細化が図れず、更に仕上げ圧延における最長パス間時間や圧下率が適切に調整されていないので、再結晶粒成長のばらつきにより旧γ粒径のばらつきも大きくなるため、高い伸びが達成できない。
【図面の簡単な説明】
【００５０】
【図１】旧γ粒径（平均値）と全伸びＥＬの関係を示すグラフである。
【図２】標準偏差σと全伸びＥＬの関係を示すグラフである。
【図１】
0005156453.tif 000006
【図２】
0005156453.tif 000007