JP4951997B2

JP4951997B2 - 引張強さが５５０ＭＰａ以上の高張力鋼板の製造方法。

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Publication number: JP4951997B2
Application number: JP2006049687A
Authority: JP
Inventors: 正雄柚賀; 謙次林; 眞司三田尾; 公宏西村; 和秀高橋
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2005-03-28
Filing date: 2006-02-27
Publication date: 2012-06-13
Anticipated expiration: 2026-02-27
Also published as: JP2007177318A

Description

本発明は、建築物、橋梁、貯蔵タンク、圧力容器など鉄鋼構造物に用いられる加速冷却型または直接焼入れ型高張力鋼板の製造方法および高張力鋼板に関し、特に加工性および耐硫化物応力腐食割れ特性に優れた加速冷却型または直接焼入れ型高張力鋼板の製造方法および高張力鋼板として好適なものに関する。

建築、橋梁、貯蔵タンク、圧力容器などの鉄鋼構造物に用いられる鋼板は、強度が高く、靭性が優れていることと、成形時のスプリングバックの少なさなど加工性も要求される。

近年、それらの鋼材に対しては高強度化が求められ、５５０ＭＰａ級以上の高張力鋼板が多く用いられているが、鋼材の高強度化に伴い、加工性が低下する傾向にあるため、加工性の改善に対する要望は強い。

また、貯蔵タンク、圧力容器用鋼板に対しては、硫化物応力腐食割れ（以下、「ＳＳＣ」とする。）の観点から、表面部分の硬さの低減も求められる。

一般的に、加工性の改善には、鋼材の塑性変形能を高める目的で、塑性変形能の指数である降伏比（以下、「ＹＲ」とする。）の低減が考えられる。

引張強さ（以下、「ＴＳ」とする。）が５７０ＭＰａ級以上の鋼の降伏比低減の手段としては、特許文献１などで提案されている（γ＋α）２相域からの焼入を含む多段熱処理によって、フェライトと硬質の第２相からなる混合組織を生成させる方法が一般的である。

しかし、この方法は大幅な低ＹＲ化が可能である一方、再加熱処理が必要となるため、製造コストが増大する。

また、特許文献２では、圧延後から水冷開始までに鋼板を空冷する時間を設けることにより初析フェライトを生成させることによって低ＹＲ化を図る方法が提案されている。この方法では、生産性が著しく低下し、製造コストが増大する。

さらに、特許文献３、特許文献４では、Ａｒ_３点以上からの冷却において５〜１５℃／ｓｅｃの比較的遅い冷却速度に制御する方法が提案されている。この方法も、生産性が著しく低下し、製造コストが増大する。また、特許文献４の実施例には、５００ＭＰａ級の鋼板が記載されているに過ぎない。

特許文献５、特許文献６では、圧延後の加速冷却をＡｒ_３点直下で停止し、誘導加熱により再加熱することで低ＹＲ化を図る方法が提案されている。この方法は、既存の設備に加え、新たな加熱設備が必要となる。

一方、硫化物応力腐食割れ（ＳＳＣ）は鋼材の種類と腐食環境の種類に依存し、ＬＰＧタンクやその他の圧力容器では、ＳＳＣの発生する危険があることはよく知られている。ＳＳＣは、硫化水素（Ｈ２Ｓ）による腐食反応によって発生した水素が多量に鋼中に侵入するために生じる水素割れの一種と考えられている。

一般に、６０キロ級以上の高張力鋼板ではＳＳＣが問題となり、ＰＷＨＴ（溶接後熱処理）によりＨＡＺ（溶接熱影響部）を含めた硬さの低減が必須条件となっており、ＳＳＣに対しても、硬さを制限することが有効である（ビッカース硬さ２４８ＨＶ以下、ロックウェル硬さ２２ＨＲＣ以下）。

耐ＳＳＣ特性に優れた高張力鋼板の製造方法として、特許文献７では、鋼板表面にエレクトロンビームやレーザービームなどを照射して表面部分を軟化させることが提案されている。しかし、この方法を、実際の厚鋼板の製造において鋼板の表裏面に対して用いることは、操業効率を著しく阻害するため、現実的でない。

また、表面部分を軟化させる手段として、特許文献８では、冷却を一旦中断し、表面に生成したベイナイト相を、表面温度をＡｃ_１変態点以上に復熱させることにより、部分的に軟質のフェライト相に変態させた後、再び冷却する方法が提案されている。

しかし、この方法では、一旦冷却された表面部分を、Ａｃ_１変態点以上の比較的高温に復熱するまで、冷却中断し、また、ベイナイト相をフェライト相に変態させるために、比較的長時間を要し、冷却初期段階において板厚中心部の冷却速度が低下してしまって、高い冷却速度とした場合ほどの効果を発揮させることができない。

また、鋼板内部の熱を利用した表面部分の復熱の場合、表面部分のみならず、その内部も高温になるために、大幅な強度低下も懸念される。

なお、後述の、発明を実施するための最良の形態に登場するため、非特許文献１をここで挙げておく。
特公昭５９−５２２０７号公報特開昭５９−２１１５２８号公報特開平１−１７６０２７号公報特開平５−２１４４４０号公報特開２００３―２１３３３２号公報特開２００３―２１３３３３号公報特開平４−１７６１３号公報特開平３−１８８２１６号公報制御圧延・制御冷却（１９９７年２月１０日、小指軍夫著、日本鉄鋼協会監修）ｐ１２、ｐ４７

上述したように、低ＹＲ化、加工性の向上、耐ＳＳＣ特性の向上に対しては、表面部分の硬さの低減が効果的であり、その方法として、再加熱処理や冷却開始温度の規制によるミクロ組織制御が提案されているが、従来技術では、生産性の低下、またそれによる製造コストの増大が課題である。

本発明は、これらの事実に鑑みてなされたもので、生産性の低下および製造コストの増大を引き起こすことなく、優れた加工性と優れた耐ＳＳＣ特性ならびに高い強度を有する加速冷却型高張力鋼板あるいは直接焼入れ型高張力鋼板と、それを経済的に、安定して製造する方法の提供を目的とする。

発明者らは、加速冷却型高張力鋼板あるいは直接焼入れ型高張力鋼板を対象に、加工性を向上させる方法について鋭意研究を進め、１．加速冷却後、あるいは、直接焼入れ後、誘導加熱装置により再加熱処理を施した場合、鋼板内部の強度を低下させずに、表面部分の硬化層を軟化させることができること、また、表面部分の軟化により表面部分の降伏強度を低くすることができること、２．その結果、曲げ加工時のスプリングバック量が軽減し、曲げ加工時の荷重を低減できること、及び加工精度が向上すること、を見出した。

本発明は、得られた知見を基に更に検討を加えてなされたものである。すなわち、本発明は、
１．質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１５％、Ｓｉ：０．０１〜０．５５％、Ｍｎ：０．５〜２％、Ｎｂ：０．００５〜０．０６％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０００５〜０．００５％、更に、Ｍｏ：０．０５〜１％、Ｖ：０．００５〜０．１％の一種または二種、並びに、Ｃｕ≦１％、Ｎｉ≦２％、Ｃｒ≦１％の一種または二種以上を含有するスラブを１０００℃以上１３５０℃以下の温度に加熱後、熱間圧延し鋼板とした後、板厚方向の平均温度がＡｒ _３変態点以上の温度から４００℃以上６５０℃以下の温度まで加速冷却する際、鋼板表面の温度が３００℃以上の温度域において、冷却停止時間が１．５秒以上、１５秒以下となる非冷却域を設けて加速冷却し、その後、誘導加熱装置を用いて、板厚中心温度がＡｃ _１変態点以下、かつ板表面の最高到達温度がＡｃ _１変態点超となる再加熱処理を施すことを特徴とする、引張強さが５５０ＭＰａ以上の高張力鋼板の製造方法。

２．質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１５％、Ｓｉ：０．０１〜０．５５％、Ｍｎ：０．５〜２％、Ｎｂ：０．００５〜０．０６％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０００５〜０．００５％、更に、Ｍｏ：０．０５〜１％、Ｖ：０．００５〜０．１％の一種または二種、並びに、Ｃｕ≦１％、Ｎｉ≦２％、Ｃｒ≦１％の一種または二種以上を含有するスラブを１０００℃以上１３５０℃以下の温度に加熱後、熱間圧延し鋼板とした後、板厚方向の平均温度がＡｒ _３変態点以上の温度から４００℃未満の温度まで直接焼入れする際、鋼板表面の温度が３００℃以上の温度域において、冷却停止時間が１．５秒以上、１５秒以下となる非冷却域を設けて直接焼入れし、その後、誘導加熱装置を用いて、板厚中心温度がＡｃ _１変態点以下、かつ板表面の最高到達温度がＡｃ _１変態点超となる再加熱処理を施すことを特徴とする、引張強さが５５０ＭＰａ以上の高張力鋼板の製造方法。

３．更に、質量％で、Ｔｉ≦０．０２５％、Ｂ≦０．００２％、Ｃａ≦０．０１％、ＲＥＭ≦０．０１％の一種または二種を含有することを特徴とする１または２記載の引張強さが５５０ＭＰａ以上の高張力鋼板の製造方法。

４．再加熱処理後の鋼板の板厚方向の硬さ分布が下式（１）を満たすことを特徴とする１乃至３の何れか１項に記載の引張強さが５５０ＭＰａ以上の高張力鋼板の製造方法。
表面部分の硬さ＜板厚中心部の硬さ＋４５ＨＶ … （１）

５．再加熱処理後の鋼板の表面から４ｍｍの部分の降伏強度が下式（２）を満たすことを特徴とする１乃至３の何れか１項に記載の引張強さが５５０ＭＰａ以上の高張力鋼板の製造方法。
表面から４ｍｍの部分の降伏強度＜全厚の降伏強度＋９０ＭＰａ … （２）

本発明によれば、鋼板表面部分の硬さを減じることにより、耐ＳＳＣ特性に優れ、かつ、優れた加工性と高い強度を両立する加速冷却型高張力鋼板あるいは直接焼入れ型高張力鋼板を経済的に得ることができ、産業上極めて有用である。

本発明では、加速冷却後、あるいは直接焼入れ後、誘導加熱装置を用い、特定温度領域に再加熱することにより、鋼板内部は軟化させずに、硬化した鋼板の表面部分は軟化させることを特徴とする。

［スラブ加熱−圧延条件］
スラブ加熱温度は、鋼中の成分を均一化し、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖなどの析出強化元素を固溶させるため１０００℃以上、好ましくは１０５０℃以上を確保する必要がある。加熱温度が高過ぎると、結晶粒が粗大化し母材の靭性低下を招く恐れがあるために１３５０℃以下とし、好ましくは１２５０℃以下する。

また、母材の靭性を向上させ、安定的に維持する観点から、１０５０℃以下の温度域で圧下率２０％以上の累積圧下を付与することが望ましい。これにより、γ粒の再結晶に伴い組織が細粒化し、母材の靭性の向上および安定化が図れる。同様の効果を狙い、各圧延パス毎の圧下率を５％以上、さらには１０％以上とすることが望ましい。

［加速冷却、直接焼入れ］
加速冷却とは、本発明では、水冷することを意味するに過ぎないが、冷却後の鋼板の板厚方向の平均温度が４００℃を下回らない温度までしか水冷により冷却しないという意味で、便宜上、この言葉を用い、非特許文献１などに登場する直接焼入れという言葉と区別するようにしている。すなわち、直接焼入れもまた、水冷することを意味するに過ぎないが、４００℃未満の温度まで水冷により冷却する場合が、直接焼入れ、ということになる。

本発明では、加速冷却の場合、熱間圧延して鋼板とした後、板厚方向の平均温度がＡｒ３変態点以上の温度から４００℃以上６５０℃以下の温度まで加速冷却する。加速冷却の冷却効果を十分に得、引張強さ５５０ＭＰａ以上の強度を確保するためには、６５０℃以下まで冷却する必要がある。

一方、直接焼入れの場合、熱間圧延して鋼板とした後、板厚方向の平均温度がＡｒ３変態点以上の温度から４００℃未満の温度まで直接焼入れする。

鋼板の板厚が厚い場合や、冷却速度が速い場合、板厚方向の各部位で温度履歴が異なるため、鋼材の全体的な材質と最も良く関係する板厚方向の平均温度を指標とする。

尚、板厚方向の平均温度は、板厚、表面温度および冷却条件等から、シミュレーション計算等により求められるものを用いることができる。例えば、差分法を用い、板厚方向の温度分布を平均化することにより得られた温度を平均温度とすることができる。

曲げ加工性をより向上させるために表面部分の硬化層を更に軟化させる場合、加速冷却中、あるいは直接焼入れ中に冷却を停止する非冷却域を少なくとも１回設けるようにしてもよい。

図２（ａ）に加速冷却中に非冷却域を２回設けた場合の鋼板温度の変化を、そして、図２（ｂ）に直接焼入れ中に非冷却域を２回設けた場合の鋼板温度の変化を、連続冷却の場合と対比して模式的に示す。鋼板内部の熱により、鋼板表面部分が復熱し、硬化層が軟化する。

非冷却域は、加速冷却中、あるいは直接焼入れ中の、鋼板表面が３００℃以上の温度域において、冷却停止時間が１．５秒以上、１５秒以下となるように設ける。非冷却域を１回設ける場合は、冷却停止時間を１．５秒以上、１５秒以下とし、複数回設ける場合は、その合計の冷却停止時間が１．５秒以上、１５秒以下となるように冷却する。

冷却停止時間が１．５秒未満では表層軟化が十分でないため、曲げ加工特性の向上が十分でなく、１５秒を超えると強度が低下して、引張強さとして５５０ＭＰａ以上が得られないため、１．５秒以上、１５秒以下とする。

非冷却域を複数回設ける場合、一回の冷却停止時間は、冷却停止の効果を確実に得るため、０．２秒以上、より好ましくは０．８秒以上とすることが好ましい。

図３に非冷却域を設ける加速冷却あるいは直接焼入れを行うのに好適な加速冷却装置を模式的に示す。加速冷却装置の先頭部（図中の４，６等から構成される第１冷却ブロック）には、テーブルロール２上を矢印Ｘ方向に移送される高温の鋼板１の上面および下面に向けて、ヘッダー管３から供給される冷却水を噴射するスリットノズル４が、鋼板１の上下面に板幅方向に亘って複数設けられている。

第１冷却ブロックで冷却された鋼板１は、その移送方向下流側にて、鋼板１の上下面両側に設置された一対のスプレーノズル５、複数対により、逐次冷却される。複数対設置されたスプレーノズル５の間には、水切りロール６が配置されており、冷却水が他のブロックに漏れるのを可能な限り防止する。冷却停止は、遮断弁７により、スリットノズル４、スプレーノズル５に供給される冷却水を停止させることで行う。

［誘導加熱装置による再加熱処理］
鋼板を加速冷却、あるいは直接焼入れした後、再加熱処理を、例えば、図４に示すような誘導加熱装置１０で、板厚中心温度が４００℃以上Ａｃ_１変態点以下、かつ板表面の最高到達温度がＡｃ_１変態点超となる条件で行うのが好ましい。

図４（ａ）は平面図、（ｂ）は側面図、（ｃ）は正面図である。図中、３０はテーブルローラを示す。別の加熱方法としては、例えば、図５に示すようなガスによる加熱方法もある。

加速冷却、あるいは直接焼入れを行った鋼板では、特に板厚が厚い場合には、板厚方向に冷却速度が異なるために、板厚内部と比較して表面部分が硬化する。そこで、通常のガス燃焼による加熱炉の代わりに、鋼板の表面部分に誘導電流が集中し、鋼板内部に比べて表面部分の温度が高い温度分布が得られる、誘導加熱装置を用いるのが好ましい。

再加熱条件は、鋼板表面の最高到達温度がＡｃ_１変態点超の二相域温度で、且つ板厚中心温度がＡｃ_１変態点以下となる温度まで加熱する条件とする。加速冷却、あるいは直接焼入れにより表面部分に生成した、硬質のベイナイトあるいはマルテンサイトが、Ａｃ_１変態点超Ａｃ_３変態点未満の二相域温度に加熱されることにより、一部がオーステナイトに変態し、その後の冷却過程で軟質のフェライトを生成させる。このように、表面部分をフェライトを含む組織とすることにより、硬さとともに表面部分の降伏強度は低下する。

また、オーステナイトに変態しない硬質の部分においても高温の焼戻し効果により硬さが低下する。これらの作用により、表面部分の硬さを低下させることが可能となる。尚、それとあわせて、加速冷却中、あるいは直接焼入れ中に非冷却域を設けた場合、冷却後の表面部分の硬さおよび降伏強度がより低下する。

尚、本発明において、板厚中心温度は、誘導加熱装置による加熱の場合、鋼板内部に比べて表面部分の温度が高くなる温度分布となり、その後冷却すると、最初は表面部分の温度は低下し、一方、鋼板内部の温度は上昇し、ある時点で表面と板厚中心とで温度がほぼ一致して鋼板内部の温度が均一となる、その均一になったときの温度を指す。

また、表面部分とは、本発明に示す再加熱処理を行っても、鋼板全体の強度に影響を及ぼさない程度の、表面から板厚方向にある程度の深さをもった、表層の領域のことを指す。

加熱装置の配置は、オンラインでもオフラインでも構わないが、エネルギーコストの観点からは、加速冷却後、あるいは直接焼入れ後に加熱が可能なように、オンラインとするのが好ましい。

［板厚方向の硬さ分布］
通常、板厚方向の硬さの分布は、表面付近で最も硬さが高くなり、板厚中心部で最も低くなる。表面部分の硬さが高いほど、耐ＳＳＣ特性は低下し、また、加工性も低下することから、
表面部分の硬さ＜板厚中心部の硬さ＋４５ＨＶ
好ましくは、
表面部分の硬さ＜板厚中心部の硬さ＋３５ＨＶ
とする。

［板厚方向の強度分布］
厚鋼板を曲げ加工した場合、板厚中央は中立点（曲げ加工による歪がゼロ）となり、曲げ加工の程度に応じて、中立点より外側が引張、内側が圧縮の応力を受ける。除荷後も曲げ加工後の形状が得られるのは、もっとも歪を大きく受ける、鋼板の表面・裏面側が降伏するためである。

有限要素法による解析や、実際の曲げ試験によって、厚鋼板においては、概ね、表裏面から４ｍｍの位置での降伏強度で曲げ加工性が決定し、以下の条件において大幅にスプリングバック量が低減することを見出した。

表面から４ｍｍの部分の降伏強度＜全厚の降伏強度＋９０ＭＰａ … （２）
特に、加工度（板厚／（加工半径×２））が大きくなる場合は、より板厚中心部寄りまで降伏強度を低くすると、効果的である。

表面部分の硬さが板厚中心部より低い場合は、加工性の向上が期待できることから、鋼板全厚としての強度が確保できる範囲で、表面部分の硬さは低い方が好ましい。

［成分組成］
本発明に係る製造方法では、加熱温度がＡｃ_１変態点未満の領域では硬さは低下せず、表面部分ではＡｃ_１変態点以上となって、硬さが低下する。図１に示す再加熱前の硬さの分布を有する鋼材に適用した場合、特に効果的でより均一な板厚方向の硬さ分布が得られる。

溶接構造用高張力鋼板として、溶接性、靭性、強度を安定して確保することが可能で、本発明の適用に好ましい組成は、以下の通りである。％は質量％を示す。

Ｃ：０．０２〜０．１５％
Ｃは、高張力鋼板としての母材強度確保に必要な元素である。０．０２％未満では焼入性が低下し、また、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏなど析出強化型元素の炭化物を形成するためのＣ量が不十分となるため、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏなどの焼入性向上元素の多量添加が必要となり、コスト高、溶接性の低下を招く。

また、大入熱溶接が施される場合には、溶接金属へのＣの希釈が少なくなり、継手強度の確保が困難となるため、０．０２％以上、好ましくは、０．０３％以上を添加する。一方、過剰な添加は母材靭性および溶接割れ感受性の増大を招き、また、溶接継手部の靭性低下を招くため、Ｃ量の上限は０．１５％とする。

Ｓｉ：０．０１〜０．５５％
Ｓｉは、母材強度および溶接継手強度を確保する上で有効にはたらくので、０．０１％以上添加することとした。しかし、０．５５％を超える多量の添加は、溶接割れ感受性を増大させ、溶接継手靭性を低下させる。

Ｍｎ：０．５〜２％
Ｍｎは、母材強度および溶接継手強度を確保する上で有効に働くので、０．５％以上添加することとした。しかし、２％を超える多量の添加は、溶接割れ感受性を増大させ、必要以上の焼入性をもたらし、母材靭性および継手靭性を低下させるため、上限は２％、好ましくは、１．６％以下とする。

Ａｌ：０．００５〜０．１％
Ａｌは、鋼の脱酸剤として０．００５％以上添加することとした。また、結晶粒の微細化による母材靭性確保のために、０．０１％程度添加するようにしてもよい。しかし、０．１％を超えるＡｌ添加は母材靭性を低下させる。

Ｎ：０．０００５〜０．００５％
Ｎは、Ａｌ、Ｎｂなどと反応して析出物を形成することで、結晶粒を微細化し、母材靭性を向上させる効果があるため添加する。０．０００５％未満の添加では、結晶粒の微細化および強度確保に必要な析出物が形成されず、０．００５％を超える添加はむしろ母材および大入熱溶接継手の靭性を低下させる。

Ｎｂ：０．００５〜０．０６％
誘導加熱装置による加熱によって、Ａｃ_１変態点以下に加熱される鋼板内部において、析出強化および焼戻し軟化抵抗の増大により、顕著な強度低下が生じないように、Ｎｂの添加量は０．００５％以上とするが、多量すぎる添加は強化に寄与せず、逆に、溶接継手靭性を低下させることから、上限は０．０６％、好ましくは、０．０４％とする。

以上が好ましい基本成分であるが、更に特性を向上させるため、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｂ、Ｃａ、ＲＥＭの一種または二種以上を添加してもよい。

Ｍｏ、Ｖ
誘導加熱装置による加熱によって、Ａｃ_１変態点以下に加熱される鋼板内部において、析出強化および焼戻し軟化抵抗の増大により、顕著な強度低下が生じないように、所望の特性に応じて、Ｍｏ、Ｖの１種または２種を添加してもよい。

Ｍｏについては、溶接性の確保と必要以上の焼入性付与を防止するため、上限を１．０％とする。Ｎｂは、母材強度確保に有効であり、Ｖは、母材強度と溶接継手強度を確保する上で有効にはたらくので、選択的に添加してもよいが、０．１％を超える添加は溶接割れ感受性を増大させる。

Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ
さらに高強度を必要とする場合や、耐候性を必要とする場合に、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒのうちの一種または二種以上を添加する。その場合、Ｃｕ、Ｃｒについては上限を１％、Ｎｉについては上限を２％とする。

Ｔｉ、Ｂ
Ｔｉは、ミクロ組織の細粒化のために、Ｂは、焼入性の向上のために添加してもよいが、Ｔｉについては、０．０２５％を超える添加は母材靭性を低下させることから、添加量は０．０２５％以下とする。Ｂは、ごく微量の添加で焼入性を高める効果が得られるが、過剰に添加すると、ＢＮを形成し、逆に焼入性の低下がおこり、また、溶接熱影響部が著しく硬化するため、上限は、０．００２％とする。

Ｃａ≦０．０１％、ＲＥＭ≦０．０１％
Ｃａ，ＲＥＭは、靭性を低下させるＭｎＳの形態を変化させる効果があり、圧延方向と垂直方向の靭性向上に有効であるが、過剰の添加は鋼の清浄度を低下させ、内部欠陥の原因となるため、それぞれ上限は０．０１％とする。

本発明を適用する鋼板を、上述した溶接構造用鋼として好ましい成分組成とした場合、引張り強さ５５０ＭＰａ以上で、表面部分の硬さ＜板厚中心部の硬さ＋４５ＨＶが得られ、優れた加工性と耐硫化物応力腐食割れ特性を備えた加速冷却型高張力鋼板、あるいは直接焼入れ型高張力鋼板が得られる。

表１に示す化学成分の鋼を溶製し、鋼塊を作製し、種々の製造条件にて所定の板厚に熱間圧延後、加速冷却、あるいは直接焼入れを行い、誘導加熱装置による再加熱処理を施し、供試鋼を得た。加速冷却、あるいは直接焼入れは、連続冷却と、冷却中に非冷却域を設ける場合、両方行った。

母材の機械的性質の評価として、ビッカース硬さ試験（ＪＩＳＺ２２４４）、全厚の引張試験（ＪＩＳＺ２２４１）、シャルピー衝撃試験（ＪＩＳＺ２２４２）およびＳＳＣ試験を行った。更に、鋼板表面から４ｍｍの位置が丁度板厚中心にくるように板厚４ｍｍの引張試験片を採取し、引張試験を行った。

硬さは、板厚方向の断面を、ダイヤを当てる面にして測定した、ビッカース硬さにより評価し、表面部分の硬さは、表面から板厚方向に０．５ｍｍの位置の測定値である。

ＳＳＣ試験は、鋼板表面部分から板状試験片（１．５ｍｍ厚×４．６ｍｍ幅×６７ｍｍ長）を採取し、ＮＡＣＥ３点曲げによって、降伏応力の１００％および６０％の応力を付与し、７２０時間溶液中に侵食するようにして行った。

試験溶液は、０．５％ＣＨ_３ＣＯＯＨ水溶液に、Ｈ_２Ｓガスを通気し、Ｈ_２Ｓ濃度１００ｐｐｍの飽和水溶液を用いた。試験終了後、光学顕微鏡にて表面割れの有無を確認し、割れのない場合を○、割れの発生が認められる場合を×と評価した。
［加速冷却の場合］
表２−１（その１〜６）に上述した製造条件と各試験の結果を併せて示す（ＳＳＣ試験結果は表中３点曲げ試験結果と標記）。表２中、Ｎｏ．１〜２９は請求項１に係る本発明の実施例（発明例）と比較例で、Ｎｏ．１，５〜１１，１３、１５、１７、２１〜２４、２８〜３１は発明例であり、板表面の最高到達温度がＡｃ_１変態点を超える加熱を行うことによって、表面部分の硬さが低下し、一部では、板厚中心部より低い硬さを実現しており、それらは優れた耐ＳＳＣ特性を有していることが確認された。また、表面部分の硬さの低下によりＹＲは低下する傾向を示す。

Ｎｏ．３は、誘導加熱装置による加熱を行っておらず、また、Ｎｏ．２、１４、１６、１８、２５、２６は、誘導加熱装置での再加熱による板表面の最高到達温度がＡｃ_１変態点以下であるため、比較例で、表面部分が軟化しておらず、３点曲げ試験（ＳＳＣ）において割れが生じている。

Ｎｏ．１９（鋼番Ｅ）は、本発明で規定するＮｂ量、Ｎｏ．２０（鋼番Ｆ）は、本発明で規定するＣ量を含有していないために比較例で、誘導加熱装置による加熱により表面部分が軟化するとともに鋼板内部の硬さも大幅に低下し、母材強度が低下している。Ｎｏ．２７は、スラブ加熱温度が、請求項１に係る本発明の範囲外であるため、比較例で、引張り強さ（ＴＳ）が低い。

表２−１のＮｏ．３２〜３４、Ｎｏ．３６〜３９、Ｎｏ．４１〜４３は、請求項３に係る本発明の実施例（発明例）で、表面部分の硬さが低下し、一部では、板厚中心部より低い硬さを実現しており、それらは優れた耐ＳＳＣ特性を有していることが確認された。また、表面部分の硬さの低下によりＹＲは低下する傾向を示す。

表２−１のＮｏ．３５は、誘導加熱装置による加熱を行っていないため、表面部分の硬度が高く、また、Ｎｏ．４０は、合計の非冷却時間が１５秒を超え、Ｎｏ．４４は、非冷却域が鋼板表面温度３００℃未満に設けられているため、請求項３に係る本発明の範囲外であり、Ｎｏ．４０は引張り強さ（ＴＳ）が低く、Ｎｏ．４４は非冷却条件が範囲内の他のＮｏ．のものに比べてΔＨＶ（表面部分の硬さから板厚中心部の硬さを差し引いたもの）が高くなっていて、材質的にやや劣る。

［直接焼入れの場合］
表２−２（その１〜６）に上述した製造条件と各試験の結果を併せて示す（ＳＳＣ試験結果は表中３点曲げ試験結果と標記）。Ｎｏ．１〜３２は請求項２記載の発明の実施例（発明例）と比較例で、Ｎｏ．１，４〜９、１１、１３、１５、１９〜２２、２６〜３２が発明例である。

発明例は、板表面の最高到達温度がＡｃ_１変態点を超える加熱を行うことによって、表面部分の硬さが低下し、一部では、板厚中心部より低い硬さを実現しており、それらは優れた耐ＳＳＣ特性を有していることが確認された。また、表面部分の硬さの低下によりＹＲは低下する傾向を示す。

Ｎｏ．３は、誘導加熱装置による加熱を行っておらず、また、Ｎｏ．２、１２、１４、１６、２３、２４は、誘導加熱装置での再加熱による板表面の最高到達温度がＡｃ_１変態点以下であるため、比較例で、表面部分が軟化しておらず、３点曲げ試験（ＳＳＣ）において割れが生じている。

Ｎｏ．１７（鋼番Ｅ）は、本発明で規定するＮｂ量、Ｎｏ．１８（鋼番Ｆ）は本発明で規定するＣ量を含有していないために比較例で、誘導加熱装置による加熱により表面部分が軟化するとともに鋼板内部の硬さも大幅に低下し、母材強度が低下している。

比較例Ｎｏ．１０は再加熱処理条件、比較例Ｎｏ．２５はスラブ加熱温度が、請求項２に係る本発明の範囲外であるため、比較例で、強度または硬度が発明例より劣る。

Ｎｏ．３３〜４２は、請求項３記載の発明の実施例（発明例）と比較例で、Ｎｏ．３４〜３７、３９〜４１が発明例である。発明例は、直接焼入れ途中に非冷却域を設けることにより、連続冷却の場合と比較して、母材強度が低下することなく、表面硬さが更に低下し、優れた耐ＳＳＣ特性を有していることが確認された。

Ｎｏ．３３は、誘導加熱装置による加熱を行っておらず、Ｎｏ．３８は、非冷却時間が長過ぎ、Ｎｏ．４２は、非冷却域が鋼板表面温度３００℃未満に設けられ、請求項３に係る本発明の範囲外となるため、いずれも比較例で、強度または硬度が発明例より劣る。但し、Ｎｏ．３３〜４２のいずれの場合も、優れた耐ＳＳＣ特性を有していることが確認された。

誘導加熱による鋼板の硬度の変化の一例を示す図。加速冷却中、あるいは直接焼入れ中の鋼板温度の変化を模式的に示す図。加速冷却装置の一例を示す図。誘導加熱装置の一例を示す図。ガスによる加熱方法の一例を示す図。

符号の説明

１鋼板
２テーブルロール
３ヘッダー管
４スリットノズル
５スプレーノズル
６水切りロール
７遮断弁
１０誘導加熱装置
３０テーブルローラ

Claims

質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１５％、Ｓｉ：０．０１〜０．５５％、Ｍｎ：０．５〜２％、Ｎｂ：０．００５〜０．０６％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０００５〜０．００５％、更に、Ｍｏ：０．０５〜１％、Ｖ：０．００５〜０．１％の一種または二種、並びに、Ｃｕ≦１％、Ｎｉ≦２％、Ｃｒ≦１％の一種または二種以上を含有するスラブを１０００℃以上１３５０℃以下の温度に加熱後、熱間圧延し鋼板とした後、板厚方向の平均温度がＡｒ_３変態点以上の温度から４００℃以上６５０℃以下の温度まで加速冷却する際、鋼板表面の温度が３００℃以上の温度域において、冷却停止時間が１．５秒以上、１５秒以下となる非冷却域を設けて加速冷却し、その後、誘導加熱装置を用いて、板厚中心温度がＡｃ_１変態点以下、かつ板表面の最高到達温度がＡｃ_１変態点超となる再加熱処理を施すことを特徴とする、引張強さが５５０ＭＰａ以上の高張力鋼板の製造方法。
質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１５％、Ｓｉ：０．０１〜０．５５％、Ｍｎ：０．５〜２％、Ｎｂ：０．００５〜０．０６％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０００５〜０．００５％、更に、Ｍｏ：０．０５〜１％、Ｖ：０．００５〜０．１％の一種または二種、並びに、Ｃｕ≦１％、Ｎｉ≦２％、Ｃｒ≦１％の一種または二種以上を含有するスラブを１０００℃以上１３５０℃以下の温度に加熱後、熱間圧延し鋼板とした後、板厚方向の平均温度がＡｒ_３変態点以上の温度から４００℃未満の温度まで直接焼入れする際、鋼板表面の温度が３００℃以上の温度域において、冷却停止時間が１．５秒以上、１５秒以下となる非冷却域を設けて直接焼入れし、その後、誘導加熱装置を用いて、板厚中心温度がＡｃ_１変態点以下、かつ板表面の最高到達温度がＡｃ_１変態点超となる再加熱処理を施すことを特徴とする、引張強さが５５０ＭＰａ以上の高張力鋼板の製造方法。
更に、質量％で、Ｔｉ≦０．０２５％、Ｂ≦０．００２％、Ｃａ≦０．０１％、ＲＥＭ≦０．０１％の一種または二種を含有することを特徴とする請求項１または２記載の引張強さが５５０ＭＰａ以上の高張力鋼板の製造方法。
再加熱処理後の鋼板の板厚方向の硬さ分布が下式（１）を満たすことを特徴とする請求項１乃至３の何れか１項に記載の引張強さが５５０ＭＰａ以上の高張力鋼板の製造方法。
表面部分の硬さ＜板厚中心部の硬さ＋４５ＨＶ … （１）
再加熱処理後の鋼板の表面から４ｍｍの部分の降伏強度が下式（２）を満たすことを特徴とする請求項１乃至３の何れか１項に記載の引張強さが５５０ＭＰａ以上の高張力鋼板の製造方法。
表面から４ｍｍの部分の降伏強度＜全厚の降伏強度＋９０ＭＰａ … （２）