JP6198937B2 - 超高度の靭性および優れた溶接性を伴うｈｔ５５０鋼板ならびにその製造方法 - Google Patents

超高度の靭性および優れた溶接性を伴うｈｔ５５０鋼板ならびにその製造方法 Download PDF

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Description

この発明は、超高度の靭性および優れた溶接性を伴うＨＴ５５０鋼板、ならびにその製造方法に関する。ＴＭＣＰプロセスを介して、４６０ＭＰａ以上の降伏強さ、５５０ＭＰａ〜７００ＭＰａの引張り強さ、０．８５以下の降伏比、６０Ｊ以上の−６０℃シャルピー衝撃エネルギ（単一値）、および優れた溶接性を伴う鋼板が得られ、それは、１５μｍ以下の平均粒子サイズを伴う微細なフェライト＋自己焼戻されたベイナイトのミクロ組織を有する。
知られているように、低炭素（高強度）低合金鋼は最も重要な工学構造材料の１つであり、石油およびガスライン、海洋プラットフォーム、造船、橋梁構造、ボイラー容器、建築物構造体、自動車産業、鉄道輸送および機械製造に広く適用される。
低炭素（高強度）低合金鋼の属性は、その化学成分およびその製造プロセスにおける工程システムに依存し、強度、可塑性、靭性および溶接性は、低炭素（高強度）低合金鋼の最も重要なものであり、それは、最終的には仕上鋼製品のミクロ組織に依存する。科学技術が発達するにつれ、高強度鋼の高い靭性および高い可塑性の調和における、より高い要件が、唱えられている。つまり、用いられる鋼材料の量を低減し、コストを節約し、鋼構造の自己重量を低減し、およびより重要なことには、安全性、安定性、耐久性および低温／高温機械加工性をさらに改善し、異なる建造環境に対応し、プロセスにおける異なる要件を満たすよう、低い製造コストを維持しながら、機械的特性および操作性能が著しく改善され得る。
現在、日本、韓国および欧州連合において高性能鋼および鉄材の新たな世代における研究開発における頂点がある。高強度鋼が高い靭性と高い可塑性との間においてよりよい調和を得ることが可能であるように、構造間でよりよい調和を得るように、合金の組合せを最適化し、製造プロセスを刷新する努力がなされてきた。
５９０ＭＰａを超える引張り強さを伴う従来の厚鋼板は、いわゆる「オフライン硬化」である、再加熱および焼入れ＋焼戻し（ＲＱ＋Ｔ）により製造され、それは鋼板の中心部が十分に高い硬化性であることを必要とし、つまり、硬化性指数ＤＩは１．０に鋼板の厚みを乗算したもの以上であり、ＤＩ＝０．３１１Ｃ１／２（１＋０．６４Ｓｉ）ｘ（１＋４．１０Μｎ）ｘ（１＋０．２７Ｃｕ）ｘ（ｌ＋０．５２Ｎｉ）ｘ（１＋２．３３Ｃｒ）ｘ（１＋３．１４Ｍｏ）ｘ２５．４（ｍｍ）であり、鋼板が十分に高い強度、優れた極低温靭性、ならびにその厚み方向に沿った一様なミクロ組織および属性を有することを保証するようにする。その結果、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕなどのようなある数の合金元素が、鋼に避けがたく添加される（ＪＰＳ５９−１２９７２４、ＪＰＨ１−２１９１２１）。Ｎｉは鋼板の強度および硬化性を改善し得るだけでなく、相転移温度を低減し、ラスベイナイト／マルテンサイトの粒径を微細にし得；より重要なことには、Ｎｉは、ラスベイナイト／マルテンサイトの固有の低温靱性を改善し、ベイナイト／マルテンサイトラス間の配向角を増大させ、共晶のベイナイト／マルテンサイトにおいて亀裂を拡大することに対する抵抗を改善するための唯一の元素である。したがって、鋼板の合金含有量は高く、それは高い製造コストだけでなく、高い炭素当量Ｃｅｑおよび高い溶接冷間亀裂感度指数Ｐｃｍももたらす。これは、現場溶接に対して大きな困難をもたらし、予熱が溶接の前に必要であり、熱処理が溶接の後に必要であり、それによって溶接コストはより高くなり、溶接効率は低減され、溶接環境はより悪くなる。多くの先行特許文献（たとえばＪＰＳ６３−９３８４５、ＪＰＳ６３−７９９２１、ＪＰＳ６０−２５８４１０、ＪＰＨ４−２８５１１９Ａ、ＪＰＨ４−３０８０３５Ａ、ＪＰＨ３−２６４６１４、ＪＰＨ２−２５０９１７、ＪＰＨ４−１４３２４６、米国特許Ｎｏ．４８５５１０６、米国特許Ｎｏ．５１８３１９８、米国特許Ｎｏ．４１３７１０４）は、素地鋼板の強度および低温靱性を達成する方法のみを記載し、鋼板の強度および靭性ならびにその厚み方向に沿った強度および靭性の均一性を保証するように、鋼板の溶接性能を改善し、溶接熱影響部ＨＡＺの優れた低温靱性を得る方法も、硬化鋼板の中心部の硬化性を保証する方法も記載しない。
現在、超高温入熱溶接された鋼板の溶接熱影響部（ＨＡＺ）の低温靱性を改善する点において、日本の新日本製鉄株式会社のみが酸化物冶金技術（米国特許Ｎｏ．４６２９５０５（ＷＯ ０１／５９１６７ Ａ１））を採用し、すなわち、高入熱溶接プロセス中において、溶融ラインの近くのＴｉＮ粒子は、高温の強い影響下で溶解し、欠乏する。Ｔｉ２Ｏ３はＴｉＮよりも安定しており、鋼の融点よりも高い温度下ででさえ溶解しない。Ｔｉ２Ｏ３粒子は、フェライト−ＡＦの核生成を促進し、オーステナイト粒を効果的に分割し、ＨＡＺ構造を微細にし、および高強度高靭性針状フェライト−ＡＦ構造を形成するために、オーステナイト粒内針状フェライト−ＡＦの核形成部位になり得る。その上、日本の住友金属株式会社は、６０ｋｇレベル鋼板の高入熱溶接性能を伴う問題を解決するために、Ｂを添加し、比率Ｂ／Ｎを０．５以上に制御する技術手段、低シリコン、超低アルミニウム、中程度のＮ含有量を採用し、それは十分な効果を達成し、工学的実施に成功裡に適用されてきた（Ｉｒｏｎ Ａｎｄ Ｓｔｅｅｌ、１９７８年、６４巻、２２０５頁）。
この発明の目的は、超高度靭性および優れた溶接性を伴うＨＴ５５０鋼板、ならびにその製造方法を提供することである。ＴＭＣＰプロセスを介して、最終の鋼板製品は、１５μｍ以下の平均粒子サイズ、４６０ＭＰａ以上の降伏強さ、５５０ＭＰａ〜７００ＭＰａの引張り強さ、０．８５以下の降伏比、６０Ｊ以上の−６０℃シャルピー衝撃エネルギ（単一値）を伴う微細なフェライト＋自己焼戻されたベイナイトのミクロ組織を有する。高い靭性と高い可塑性との間において一様で優れた調和を得ながら、鋼板は、高入熱溶接プロセスに耐え、特に、交差海面橋梁構造物、海上風塔状構造物、海洋プラットフォーム構造物および水力電力構造物に適用することが可能であり、安定した低コストなバッチ産業生産を実現することが可能である。
前述の目的を達成するために、この発明の技術的解決策は以下のとおりである：
この発明は冶金技術手段を採用する：超低Ｃ、高Ｍｎ、Ｎｂ−マイクロアロイ化、超ミクロＴｉ処理を伴う成分系に基づいて、Ｍｎ／Ｃは１５〜３０の範囲で制御され、（％Ｓｉ）×（％Ｃｅｑ）は０．０５０以下であり、（％Ｃ）×（％Ｓｉ）は０．０１０以下であり、（％Ｍｏ）×［（％Ｃ）＋０．１３（％Ｓｉ）］は０．００３〜０．０２０の範囲であり、Ｔｉ／Ｎは２．０〜４．０の範囲であり、鋼板は（Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｍｏ）と合金化され、Ｎｉ／Ｃｕは１．０以上であり、Ｃａ処理が実行され、Ｃａ／Ｓは０．８０〜３．００の範囲である。
具体的には、この発明の超高度靭性および優れた溶接性を伴うＨＴ５５０鋼板は、重量百分率において下記成分を有する：Ｃ：０．０４％〜０．０９％；Ｓｉ：０．１５％以下；Ｍｎ：１．２５％〜１．５５％；Ｐ：０．０１３％以下；Ｓ：０．００３％以下；Ｃｕ：０．１０％〜０．３０％；Ｎｉ：０．２０％〜０．６０％；Ｍｏ：０．０５％〜０．２５％；Ａｌｓ：０．０３０％〜０．０６０％；Ｔｉ：０．００６％〜０．０１４％；Ｎｂ：０．０１５％〜０．０３０％；Ｎ：０．００５０％以下；Ｃａ：０．００１％〜０．００４％；残部はＦｅおよび不可避的不純物であり；同時に、上記元素の含有量は以下の関係を満たさなければならない。
ＣとＭｎとの間の関係に関しては、比率Ｍｎ／Ｃは、１５以上および３０以下であり、鋼板が−６０℃温度の条件下で延性破壊領域にあることを保証するようにし、つまり、シャルピー衝撃サンプルノッチの剪断面積は５０％以上であり、鋼板が優れた極低温靭性および６０Ｊ以上の−６０℃シャルピー衝撃エネルギ（単一値）を有することを保証するようにする。
（％Ｓｉ）ｘ（％Ｃｅｑ）は０．０５０以下であり、Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５であり、鋼板が優れた溶接性を有することを保証し、高入熱溶接ＨＡＺにおいてＭ−Ａ島状部の形成を阻止し、高入熱溶接ＨＡＺの極低温靭性を改善し、溶接接合部の局所的な脆いゾーンを除去し、鋼構造の安全性および信頼性を改善する。
（％Ｓｉ）ｘ（％Ｃ）は０．０１０以下であり、それは、ベイナイトの相転移臨界冷却速度を増大させ得、中間温度相転移領域を低減し、初析フェライトの形成を改善し、相転移されないオーステナイトの硬化性を増大させてベイナイトの形成を促進し、ＴＭＣＰを経た鋼板のミクロ組織がフェライト＋自己焼戻されたベイナイトであることを保証し、鋼板の極低温衝撃靱性を保証し；その上、高入熱溶接ＨＡＺにおいてＭ−Ａ島状部の析出を阻止し、溶接性および溶接ＨＡＺの極低温靭性を改善する。
上記の２つの点は鋼板の優れた溶接性能を保証する。
ＴＭＣＰプロセスを介して、４６０ＭＰａ以上の降伏強さ、５５０ＭＰａ〜７００ＭＰａの引張り強さ、０．８５以下の降伏比、６０Ｊ以上の−６０℃シャルピー衝撃エネルギ（単一値）を有する鋼板が得られ、それは、１５μｍ以下の平均粒子サイズを伴う微細なフェライト＋自己焼戻されたベイナイトのミクロ組織を有する。
（％Ｍｏ）ｘ［（％Ｃ）＋０．１３（％Ｓｉ）］は０．００３〜０．０２０の範囲であり、それは、ＣおよびＳｉの低減によって引起された強度が元素Ｍｏの添加を通して無効にされること、ならびにＣ、ＳｉおよびＭｏの元素間の調和設計を通して、強度、可塑性、溶接性および極低温靭性などのような属性が均衡させられることを保証し、鋼板が優れた極低温靭性および溶接性を有することが可能である一方で鋼板の強度および可塑性は開発目的を満たし、後のプロセスウインドウが十分に大きいので、現場実践が容易に実行される。
比率Ｔｉ／Ｎは２．０〜４．０の範囲であり、それは、形成されたＴｉＮ粒子は一様で微細であり、オストワルド熟成に対する抵抗は高く、ならびにスラブ加熱および圧延のプロセス中のオーステナイト粒は一様で微細であり、溶接ＨＡＺにおける粒の成長が阻止され、高入熱溶接ＨＡＺの低温靭性が改善されることを保証する。
ＣｕとＮｉとの間の関係については、比率Ｎｉ／Ｃｕは１．０以上であり、それは、ＴＭＣＰ鋼板のＡｒ３、Ａｒ１温度を低減し、それのミクロ組織を微細にし、および素地鋼板の優れた低温靱性を保証しながらスラブを銅脆性から防止する。
ＣａとＳとの間の関係：比率Ｃａ／Ｓは０．８０〜３．０の範囲であり、それは、鋼内において硫化物の団塊化を保証し、高入熱溶接プロセス中において熱間亀裂の発生を防止しながら鋼板の高入熱溶接性を改善する。
この発明の成分設計では：
Ｃは、ＴＭＣＰ鋼板の強度、低温靱性、伸びおよび溶接性に著しく影響する。鋼板の低温靱性および溶接性を改善する観点から、Ｃ含有量が低いレベルにおいて制御されることが所望され；一方、鋼板における鋼硬化性と高靭性と高可塑性との調和、極低温靭性、製造プロセスにおけるミクロ組織の制御、および製造コストの観点からは、Ｃ含有量が低すぎることは望まれず、なぜならばあまりにも低いＣ含有量は、高すぎる結晶境界移動速度、素地鋼板および溶接ＨＡＺにおける粗粒をもたらす傾向があり、それによってそれの低温靱性を深刻に劣化させるためであり；したがって、Ｃ含有量の妥当な範囲は０．０４％〜０．０９％である。
Ｓｉは溶鋼の脱酸を促進し、鋼板の強度を改善することが可能であるが、しかし、Ａｌで脱酸される溶鋼に対しては、Ｓｉの脱酸効果は有意ではない。Ｓｉは鋼板の強度を改善することができるが、Ｓｉは鋼板の極低温靱性、伸びおよび溶接性をひどく損ないもし；特に高入熱溶接の場合では、ＳｉはＭ−Ａ島状部の形成を促進するかもしれないだけでなく、Ｍ−Ａ島状部のサイズを粗くし、さらには不均等に分布されるようにもするかもしれず、それは、溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靭性をひどく損なう。したがって、Ｓｉ含有量は可能な限り低いとする。製鋼プロセス中における経済性および操作性を考慮に入れて、Ｓｉ含有量は０．１５％未満に制御されるべきである。
Ｍｎは、最も重要な元素として、鋼板の強度の改善に加えて、オーステナイト相領域を拡大させ、Ａｒ１およびＡｒ３温度を低減し、ＴＭＣＰ鋼板のミクロ組織を微細にして低温靱性を改善するようにし、低温相転移構造の形成を促進して鋼板の強度を改善するようにする効果も有するが；しかし、Ｍｎは、溶鋼の凝固中において偏析する傾向があり、特にＭｎ含有量が高いとき、それは鋳造動作において困難をもたらし得るのみならず、Ｃ、Ｐ、Ｓなどとの結合偏析ももたらし得、特に鋼におけるＣ含有量が高いとき、それは鋳造された中心部の偏析および緩みならびに酸素硫化物介在物の蓄積をより深刻にし得る。鋳造された中心部の深刻な偏析は、後の圧延および溶接プロセスにおいて異常組織を形成する傾向があるかもしれず、それは、鋼板の溶接接合部において、より低い低温靭性および亀裂をもたらす結果となるかもしれない。したがって、Ｃ含有量の範囲によって、Ｍｎの好適な範囲に対する選択は、ＴＭＣＰ鋼板にとって非常に重要である。この発明の成分系およびＣ含有量によれば、Ｍｎの好適な含有量は１．２５％〜１．５５％の範囲であり、Ｃ含有量が高いとき、Ｍｎ含有量は適切に低減されてもよく；対照的に、Ｃ含有量が低いとき、Ｍｎの含有量は適切に増大されてもよい。
Ｐは、鋼における有害な不純物として、機械的特性、特に極低温衝撃靱性、伸びならびに溶接性（特に高入熱溶接性）および溶接接合部性能に非常に悪影響を有し、したがって、理論上、その含有量は、低いほどよい。しかしながら、製鋼の操作性ならびにコストを考えれば、Ｐ含有量は、高入熱溶接、−６０℃靭性および高靭性と高可塑性との間の優れた調和を必要とするＴＭＣＰ鋼板のために、０．０１３％以下に制御されるとする。
Ｓは、鋼における有害な不純物として、鋼の極低温衝撃靱性に非常に悪影響を有し、より重要なことには、ＳはＭｎと結合してＭｎＳ不純物を形成し、それは熱間圧延プロセス中にその可塑性のために圧延方向に沿って延在し、圧延方向に沿ってＭｎＳ不純物帯を形成して、低温衝撃靱性、伸び、Ｚ配向特性、溶接性および溶接接合部特性を深刻に損ない得る。同時に、Ｓは、さらに、熱間圧延プロセス中に高温脆性を発生させるための主な元素であり、理論上、その含有量は、低いほどよい。しかしながら、操作性、製鋼のコスト、および円滑な補給業務の原理を考えれば、Ｓ含有量は、高入熱溶接、−６０℃靭性、および高靭性と高可塑性との間の優れた調和を必要とするＴＭＣＰ鋼板のために、０．００３％以下に制御されるとする。
Ｃｕはオーステナイトの安定化に対する元素でもある。Ｃｕの添加は、さらに、Ａｒ１およびＡｒ３温度を低減し、鋼板の硬化性および耐候性を改善し、ＴＭＣＰ鋼板のミクロ組織を微細にし、その極低温靭性を改善することが可能である。しかしながら、たとえば０．３０％を超える、多すぎるＣｕは、銅脆性、鋳造ブラッキングの亀裂表面、内部亀裂および特に厚鋼材板の溶接接合部の特性の劣化を引起こし得；たとえば０．１０％未満の、少なすぎるＣｕは、効果が少ない。したがって、Ｃｕ含有率は０．１０％〜０．３０％の範囲で制御されるものとする。Ｃｕ含有鋼の銅脆性を低減すること、および熱間圧延プロセス中において粒界割を軽減することに加えて、より重要なことには、ＣｕおよびＮｉの両方はオーステナイトの安定化のための元素であるため、ＣｕおよびＮｉの両方の添加は、Ａｒ１およびＡｒ３温度を有意に低減し、オーステナイトからフェライトへの遷移のための推進力を改善して、オーステナイトに、より低い温度下で相を変化させ、ＴＭＣＰ鋼板のミクロ組織を有意に微細にし、ベイナイトラス間の配向角を増大させ、共晶のベイナイトにおいて亀裂を拡大することに対する抵抗を改善し、それによって、ＴＭＣＰ鋼板の極低温靭性を有意に改善するようにすることができる。
Ｎｉの添加は、フェライト相の転位移動度を改善し、転位交差滑りを促進し、フェライト粒子およびベイナイトラスの固有の可塑性ならびに靭性を高めることが可能であり；その上、Ｎｉは、オーステナイトの安定化のための元素として、Ａｒ１およびＡｒ３温度を有意に低減し、オーステナイトからフェライトへの遷移のための推進力を改善して、オーステナイトに、より低い温度下で相を変化させ、ＴＭＣＰ鋼板のミクロ組織を有意に微細にし、ベイナイトラス間の配向角を増大させ、共晶のベイナイトにおいて亀裂を拡大することに対する抵抗を改善し、それによって、ＴＭＣＰ鋼板の極低温靭性を有意に改善するようにし得る。したがって、Ｎｉは、ＴＭＣＰ鋼板の強度、伸びおよび低温靱性を同時に改善する機能を有する。鋼におけるＮｉの添加は、さらに、Ｃｕ含有鋼の銅脆性を低減し、熱間圧延プロセス中において粒界割を軽減し、鋼板の硬化性および耐候性を改善し得る。理論上で言えば、鋼におけるＮｉ含有量は、高いほどよい。しかし、あまりに多いＮｉは溶接熱影響部を硬化させ、鋼板の溶接性および溶接接合部のＳＲ特性に有害であり得；同時に、Ｎｉは高価な元素であり、コスト効率を考えれば、Ｎｉ含有量は０．２０％〜０．６０％の範囲で制御されるとする。
Ｍｏの添加は、鋼板の硬化性を有意に改善し、急冷中においてベイナイトの形成を促進することが可能である。しかしながら、Ｍｏは、強いカーバイドの形成に対する元素として、共晶のベイナイトのサイズを増大させ、形成されたベイナイトラス間の配向差を低減して、共晶のベイナイトを通過する亀裂に対する抵抗を低減するようにもし得る。したがって、Ｍｏは、ＴＭＣＰ鋼板の低温靱性および伸びを低減しながら、硬化鋼板の強度を有意に改善する。その上、あまりに多いＭｏは、鋼板の伸び、高入熱溶接性および溶接接合部特性を深刻に損なうのみならず、それの製造コストも増大させる。しかし、Ｍｏを添加しＣ含有量を低減して高い靭性および高い可塑性を均衡させて、極低温靭性および溶接性を改善することは、高効率である。したがって、相転移強化、素地鋼板の低温靱性、Ｍｏの伸びおよび溶接性ならびにコスト要因に対する効果を包括的に考慮すると、Ｍｏ含有量は０．０５％〜０．２５％の範囲で制御されるものとする。
鋼におけるＡｌｓは、自由な［Ｎ］をそこで安定させ、溶接熱影響部（ＨＡＺ）において自由な［Ｎ］を低減させることが可能であり、それによって溶接ＨＡＺにおいて低温靱性を改善することが可能である。その結果、Ａｌｓの下限は０．０３０％で制御される。しかしながら、鋼における過剰なＡｌｓは、鋳造における困難だけでなく、多くの分散した針状のＡｌ２Ｏ３不純物もたらし得、それは、内質の健全性、低温靱性および高入熱溶接性に有害であり、したがって、Ａｌｓの上限は０．０６０％で制御されるものとする。
Ｔｉ含有量は０．００６％〜０．０１４％の範囲であり、それはスラブ加熱および熱間圧延のプロセスにおいてオーステナイト粒の過度成長を阻止し；および重要なことには、溶接プロセス中においてＨＡＺ粒の成長を阻止し、ＨＡＺ靭性を改善する。第２に、ＴｉとＮとの間の親和性は、ＡｌとＮとの間の親和性よりもはるかに高いため、Ｔｉが添加されているとき、ＮがＴｉと組み合わされて、分散されたＴｉＮ粒子を形成することが好まれ、それは溶接熱影響部（ＨＡＺ）において自由な［Ｎ］を有意に低減し、それによって溶接ＨＡＺにおける低温靭性を改善する。
鋼における微量のＮｂの添加は、非再結晶制御圧延を実行して、鋼板の強度および靭性を改善するようにすることである。Ｎｂ含有量が０．０１５％未満であるとき、制御圧延に対する効果は達成されず、ＴＭＣＰ鋼板を強化する能力は不十分である。Ｎｂ含有量が０．０３０％より多いとき、ベイナイト（Ｂｕ）の形成およびＮｂ（Ｃ、Ｎ）の二次的な析出脆化は、高入熱溶接条件下で誘導され、それは高入熱溶接熱影響部（ＨＡＺ）の低温靱性を深刻に損なうかもしれない。Ｎｂ含有量は０．０１５％〜０．０３０％の範囲で制御されて、最適化された制御圧延効果を得、溶接ＨＡＺの靭性に有害でない一方でＴＭＣＰ鋼板の高い靭性と高い可塑性との間の調和を実現するようにする。
鋼におけるＮ含有量は制御するのが困難である。鋼板における固溶体［Ｂ］の存在を保証し、（鋼板の衝撃靱性に有害である）元のオーステナイトの粒界に沿った多くのＡｌＮの析出を防止するために、鋼板におけるＮ含有量は０．００５％を超えない。
鋼におけるＣａは、一方では、溶鋼をさらに精製し、他方では、鋼における硫化物上で変性処理を実行して、それらを非変形可能な、安定した、微細な球体硫化物に変化させ、Ｓの高温脆性を阻止し、低温靱性、伸びおよびＺ配向特性を改善し、鋼板の靭性の異方性を高める。鋼に添加されるＣａの量はＳ含有量に依存する。過度に低いＣａ含有量は効果がほとんどなく；過度に高いＣａは、過度に大きなサイズおよびより大きな脆性を伴うＣａ（Ｏ、Ｓ）を形成し得、それは亀裂の起点になり、鋼板の低温靱性および伸びを低減し、溶鋼を汚染し、それによって、鋼の純度の度合いを低減し得る。一般的に、Ｃａ含有量は以下の等式：ＥＳＳＰ＝（ｗｔ％Ｃａ）［１−１．２４（ｗｔ％Ｏ）］／１．２５（ｗｔ％Ｓ）に従って制御されることになり、ＥＳＳＰは硫化物不純物の形状の制御指数であり、０．５〜５の範囲にあると、よりよい。したがって、Ｃａ含有量の適切な範囲は０．００１０％〜０．００４０％である。
この発明の超高度靭性および優れた溶接性を伴うＨＴ５５０鋼板の製造方法は、以下のステップを含む：
１）製錬および鋳造
スラブが、上に記載された成分に従って製錬および鋳造により形成され；
２）加熱
スラブの加熱温度は１０５０℃〜１１５０℃の範囲で制御され；
３）４．０以上の全体圧縮比、つまりスラブ厚み／最終の鋼板厚み、での制御圧延；
第１の段階は粗圧延段階であり、連続圧延が、圧延機の最大能力によって、８％以上のパス圧下率、５０％の全体圧下率、および１０００℃以上の最終圧延温度で実行され；
粗圧延の後、中間スラブを、強制的な水冷によって急速に冷却して、中間スラブが１０分以下の時間で非再結晶制御圧延によって必要とされる圧延開始温度にまで確実に減じられるようにして中間スラブが微小結晶を形成するのを防止し、鋼板のミクロ組織が一様で微細であることを保証して、−６０℃極低温靭性を得るようにし；
第２の段階では、非再結晶制御圧延動作が、７８０℃〜８４０℃の圧延開始温度、各パスにおける７％以上の圧下率、５０％以上の全体圧下率および７６０℃〜８００℃の最終圧延温度で実行され；
４）制御冷却
制御圧延直後に、鋼板は、加速冷却装置に運ばれ、６９０℃〜７３０℃の冷却開始温度、６℃／ｓ以上の冷却温度、３５０℃〜６００℃の冷却停止温度で、冷却され、次いで、鋼板の表面温度は、少なくとも２４時間の間３００℃よりも高く保持される。
製造方法では：
前述のＣ、Ｍｎ、Ｎｂ、ＮおよびＴｉの含有量範囲によれば、スラブの加熱のための温度は１０５０℃〜１１５０℃の範囲で制御されて、鋼におけるＮｂがすべてスラブの加熱中においてオーステナイトに固溶される一方で、スラブオーステナイト粒が異常に成長しないことを保証するようにし；
４．０以上の鋼板の全体圧縮比（スラブ厚み／最終の鋼板厚み）は、圧延変形が鋼板のコアにおいてでさえ生じて、その中心部のミクロ組織および性能を改善するようにすることを保証し；
第１の段階は粗圧延段階であり、連続圧延が、圧延機の最大能力によって、８％以上の各パスにおける圧下率、５０％の全体圧下率、および１０００℃以上の最終圧延温度で実行されて、変形された金属は動的な／静的な再結晶に従い、中間スラブのオーステナイト粒は微細にされることを保証し；
粗圧延の後、中間スラブを、強制的な水冷によって急速に冷却して、中間スラブが１０分以下の時間で非再結晶制御圧延によって必要とされる圧延開始温度にまで確実に減じられるようにし；
第２の段階は、鋼における上記のＮｂ含有量範囲に従って、および非再結晶制御圧延効果を保証するために、７８０℃〜８４０℃の圧延開始温度、各パスにおける７％以上の圧延圧下率、５０％以上の全体圧下率および７６０℃〜８００℃の最終圧延温度での非再結晶制御圧延段階であり；
制御圧延後に、鋼板は、圧延機テーブル上で揺動することにより、冷却開始温度にまで冷却され、６９０℃〜７３０℃の冷却開始温度、６℃／ｓ以上の冷却温度、３５０℃〜６００℃の冷却停止温度で、冷却され、次いで、鋼板の表面温度は、少なくとも２４時間の間３００℃よりも高く保持されて、鋼板はフェライト相およびオーステナイト相の領域において冷却され、最終ミクロ組織は微細なフェライト＋自己焼戻されたベイナイトであることを保証するようにして、０．８５以下の降伏比を達成するようにする。
この発明の恩恵は次のとおりである：
単純な成分組合せ設計をＴＭＣＰ製造プロセスと共に通して、この発明は優れた包括的な性能を伴うＴＭＣＰ鋼板を低コストで製造することが可能であるだけでなく、製造期間を有意に短くすることが可能であり、企業体にとって大きな値を生じさせ、製造プロセスをより環境にやさしくするようにすることができる。鋼板の高性能および高付加価値は、高い靭性と高い可塑性との間の優れた調和、優れた溶接性（特に高入熱溶接性）および極低温靭性を有すること、溶接接合部の局所的な脆い領域を除去すること、ならびにさらにＴＭＣＰ鋼板の厚み方向に沿った非一様な性能を伴う問題を解決することにおいて実施され、大きく重い鋼構造の安全性、安定性および耐疲労性が、非常に改善される。ユーザにとっては、優れた溶接性が、コストを節約し、鋼部材の製造のための時間を短くし、したがってユーザにとって大きな値を生じさせるであろう。高い付加価値および環境にやさしい効果に加えて、そのような鋼板は中心的生産技術の１つを形成し、したがって宝山鋼鉄股▲分▼有限公司のイメージおよび中心的競争力を促進する。
この発明の実施の形態に従う鋼３（厚みの１／４）のミクロ組織である。
詳細な記載
以下、この発明のさらなる記載が実施の形態および図と関連して与えられる。
表１は、この発明の実施の形態における鋼の成分を示し、表２および表３は、実施の形態における鋼の製造のためのプロセスパラメータを示し、表４は、この発明の実施の形態における鋼の特性を示す。
図１で示されるように、この発明における鋼板の最終ミクロ組織は、１５μｍ以下の平均粒子サイズを伴う微細なフェライト＋自己焼戻されたベイナイトである。
単純な成分組合せ設計をＴＭＣＰ製造プロセスと共に通して、この発明は優れた包括的な性能を伴うＴＭＣＰ鋼板を低コストで製造することが可能であるだけでなく、製造期間を有意に短くすることが可能であり、企業体にとって大きな価値を生じさせ、製造プロセスをより環境にやさしくするようにすることができる。鋼板の高性能および高付加価値は、高い靭性と高い可塑性との間の優れた調和、優れた溶接性（特に高入熱溶接性）および極低温靭性を有すること、溶接接合部の局所的な脆い領域を除去すること、ならびにさらにＴＭＣＰ鋼板の厚み方向に沿った非一様な性能を伴う問題を解決することにおいて実施され、大きく重い鋼構造の安全性、安定性および耐疲労性が、非常に改善される。ユーザにとっては、優れた溶接性が、コストを節約し、鋼部材の製造のための時間を短くし、したがってユーザにとって大きな価値を生じるであろう。
この発明の鋼板は、交差海面橋梁構造物、海上風塔状構造物、海洋プラットフォーム構造物および水力電力構造物のために主に用いられる主要資材である。中国における（宝山鋼鉄股▲分▼有限公司を除く）製鉄所の大部分によって製造される現在の鋼板は、極低温靭性、特に８０ｍｍを超える厚みの鋼板の中心部の−５０℃極低温靭性に対するすべての要件を満たすことはできず、それらは溶接接合部の局所的な脆い領域の大きな面積を有し、それは、現場溶接プロセスおよび建設管理上における高い要件を有する。その上、鋼構造物を製造する作業期間は、変動されるプロジェクトスケジュールに対する要件を満たすことが可能でなく、それはユーザにある一定の数の鋼板を前もって注文させて、フルセットの溶接プロセス評価および提出される溶接プロセス適合性試験を実行することを強い、それによって、鋼構造物の製造期間は延長され、製造コストは高くとどまる。
中国における経済の発展で、環境保護に関心を持ち調和のとれた社会の構築、インフラ計画の構築、およびクリアなエネルギの開発が、議題となっている。現在、インフラ計画の構築およびクリアなエネルギ開発は依然として進んでおり、したがって、その主要資材、−−−−超高度の靭性および優れた溶接性のＨＴ５５０のＴＭＣＰ鋼板は、広い市場取引見通しを有する。
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Claims (2)

  1. 超高度靭性および優れた溶接性を伴うＨＴ５５０鋼板であって、重量百分率において下記成分を有する：
    Ｃ：０．０４％〜０．０９％；
    Ｓｉ：０．１５％以下；
    Ｍｎ：１．２５％〜１．５５％；
    Ｐ：０．０１３％以下；
    Ｓ：０．００３％以下；
    Ｃｕ：０．１０％〜０．３０％；
    Ｎｉ：０．２０％〜０．６０％；
    Ｍｏ：０．０５％〜０．２５％；
    Ａｌｓ：０．０３０％〜０．０６０％；
    Ｔｉ：０．００６％〜０．０１４％；
    Ｎｂ：０．０１５％〜０．０３０％；
    Ｎ：０．００５０％以下；
    Ｃａ：０．００１％〜０．００４％；
    残部はＦｅおよび不可避的不純物であり；
    同時に、前述の元素の含有量は、以下の関係を満たさなければならない：
    ＣとＭｎとの間の関係：比率Ｍｎ／Ｃは、１５以上および３０以下であり；
    （％Ｓｉ）ｘ（％Ｃｅｑ）は０．０５０以下であり、Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５；
    （％Ｓｉ）ｘ（％Ｃ）は０．０１０以下であり；
    （％Ｍｏ）ｘ［（％Ｃ）＋０．１３（％Ｓｉ）］は０．００３〜０．０２０の範囲にあり；
    比率Ｔｉ／Ｎは２．０〜４．０の範囲にあり；
    ＣｕとＮｉとの間の関係：Ｎｉ／Ｃｕは１．０以上であり；
    ＣａとＳとの間の関係：比率Ｃａ／Ｓは０．８０〜３．０の範囲にあり；
    前記鋼は、４６０ＭＰａ以上の降伏強さ、５５０ＭＰａ〜７００ＭＰａの引張り強さ、０．８５以下の降伏比、ミクロ組織は、１５μｍ以下の平均粒子サイズを伴う微細なフェライト＋焼戻されたベイナイトである、ＨＴ５５０鋼板。
  2. 請求項１に記載の超高度靭性および優れた溶接性を伴うＨＴ５５０鋼板の製造方法であって：
    １）製錬および鋳造ステップを含み、
    スラブが、上に記載された成分に従って製錬および鋳造により形成され；前記方法はさらに、
    ２）加熱ステップを含み、
    前記スラブの加熱温度は１０５０℃〜１１５０℃の範囲で制御され；前記方法はさらに、
    ３）最終の鋼板厚みに対するスラブ厚みである鋼板総圧縮比が４．０以上、での制御圧延ステップを含み；
    第１の段階は粗圧延段階、つまり再結晶圧延段階であり、連続圧延が、圧延機の最大能力によって、８％以上のパス圧下率、５０％以上の全体圧下率、および１０００℃以上の最終圧延温度で実行され；
    前記粗圧延の後、中間スラブを、強制的な水冷によって急速に冷却して、前記中間スラブが１０分以下の時間で非再結晶制御圧延によって必要とされる圧延開始温度にまで確実に減じられるようにし；
    第２の段階では、非再結晶制御圧延動作が、７８０℃〜８４０℃の圧延開始温度、各パスにおける７％以上の圧延圧下率、５０％以上の全体圧下率および７６０℃〜８００℃の最終圧延温度で実行され；前記方法はさらに、
    ４）制御冷却ステップを含み、
    前記制御圧延の後、前記鋼板は、圧延機テーブル上で揺動冷却することによって、前記鋼板がフェライト相およびオーステナイト相の二層域冷却にあることを保証し、鋼板の最終ミクロ組織が微細なフェライト＋自己焼戻されたベイナイトとなることを確実に保証するように、６９０℃〜７３０℃の冷却開始温度に冷却され；
    ６℃／ｓ以上の冷却速度、３５０℃〜６００℃の冷却停止温度、次いで、緩冷工程は、前記鋼板の表面温度が少なくとも２４時間の間３００℃よりも高く保持するようになされ；最終鋼板は、４６０ＭＰａ以上の降伏強さ、５５０ＭＰａ〜７００ＭＰａの引張り強さ、０．８５以下の降伏比、そのミクロ組織は、１５μｍ以下の平均粒子サイズを伴う微細なフェライト＋自己焼戻されたベイナイトである、ＨＴ５５０鋼板の製造方法。
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