JP2011195883A

JP2011195883A - 引張強度５９０ＭＰａ以上の延靭性に優れた高強度厚鋼板およびその製造方法

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Publication number: JP2011195883A
Application number: JP2010063547A
Authority: JP
Inventors: Keiji Ueda; 圭治植田; Shinichi Suzuki; 伸一鈴木
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2010-03-19
Filing date: 2010-03-19
Publication date: 2011-10-06
Anticipated expiration: 2030-03-19
Also published as: JP5573265B2

Abstract

【課題】橋梁、建築、造船、海洋構造物、貯蔵タンク、圧力容器、ラインパイプ等に供して好適な引張強度５９０ＭＰａ以上で、特に低温靭性と延性に優れた板厚１２ｍｍ以上の高強度厚鋼板を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：０．０５〜０．６０％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ａｌ：０．０５％以下、Ｎ：０．０１％以下、必要に応じてＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ，Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｂ，ＲＥＭ、Ｃａ、Ｍｇの１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼の構成組織がポリゴナルフェライト相と上部ベイナイト相の混合組織であり，ポリゴナルフェライト相の面積分率が１０〜４５％、平均結晶粒径が１８μｍ以下、結晶粒径の標準偏差が８μｍ以下であり、かつ上部ベイナイト相中の島状マルテンサイトの面積分率が５％以下となる厚鋼板。
【選択図】なし

Description

本発明は、橋梁、建築、造船、海洋構造物、貯蔵タンク、圧力容器、ラインパイプ等に供して好適な引張強度５９０ＭＰａ以上で板厚１２ｍｍ以上の高強度厚鋼板およびその製造方法に係り、特に、母材の低温靭性と延性に優れるものに関する。

橋梁、建築、貯蔵タンク、圧力容器、ラインパイプなどの鉄鋼構造物に用いられる鋼板は、強度が高いことは勿論、安全性の観点から高い靭性や延性が要求される。例えば、建築用鋼材の場合、低降伏比でかつ一様伸びを大きくして塑性変形能を高めて、耐震性を確保している。

一方で、ラインパイプなどでは、全伸び（一様伸び＋局部伸び）が大きいことが要求されている。全伸びが大きいことは外部からの応力により変形が始まってから破壊するまでに変形する量が大きいことを意味し、鋼材の破壊に対する安全性の指標となっている。

引張試験片の標点距離が長いほど、全伸びに占める一様伸びの比率は大きくなるが、一般的に使用されている引張試験片では、局部伸びの割合も４０〜５０％程度のことが多く、一様伸びと局部伸びの両者を共に大きくして全伸びを大きくすることが望ましい。

一般に、鋼材が高強度化するにしたがって、一様伸び、局部伸びともに低下し、特に引張強度が５９０ＭＰａを超えるとその傾向が顕著になるため、ミクロ組織や成分組成の調整による優れた全伸びを備えた引張強度５９０ＭＰａ級鋼板が種々提案されている。

特許文献１は、一様伸びの優れた高強度鋼板の製造方法に関し、オーステナイトの再結晶温度域で圧延終了後、２相域での冷却を制御することにより成長したフェライト＋マルテンサイト組織とし、降伏比の低下により、一様伸びを向上させている。

特許文献２は、残留オーステナイトを生成させ全伸びを向上させた厚鋼板およびその製造方法に関し、薄鋼板における、残留オーステナイトのＴＲＩＰ効果が厚鋼板で得られるように残留オーステナイト量と残留オーステナイト中のＣ量を調整することを特徴とする。

また、特許文献３は、一様伸びに優れた高強度鋼に関し、Ｃｕ析出を利用することにより、伸びが向上することが報告されている。強化粒子自体の塑性変形能が高く、周囲のＦｅより軟質な強化粒子として、９Ｒ構造を有するＣｕ粒子と、ｂｃｃ構造を有するＣｕ粒子またはｆｃｃ構造を有するＣｕ粒子のいずれかを複合的に分散させることにより、ミクロ的な不均一変形が抑制されるためと考えられている。

特許第３４５９５０１号公報特許第４２８３７５７号公報特許第３６９４３８３号公報

しかしながら、特許文献１に記載された技術では、フェライト粒が粗大化するために、低温靭性は良好とは言えず、また、ミクロ組織が不均一であることから、局部伸びが著しく低下する恐れがある。

特許文献２に記載された技術では、合金成分コストが高くなることや、溶接性が著しく劣化することが問題である。

特許文献３に記載された技術では、概ね１％以上のＣｕの多量添加が不可欠であり、圧延中の鋼板表面割れ等、表面性状が劣化するため、実用鋼としての実現可能性が低い。

そこで、本発明は、経済性に優れ、優れた低温靭性と延性を兼備した引張強度５９０ＭＰａ以上の高強度厚鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。

本発明者らは、厚鋼板を対象として優れた低温靭性と５９０ＭＰａ以上の引張強度の確保を前提に、全伸びを決定する各種要因に関して鋭意研究を行い、以下の知見を得た。

１．５９０ＭＰａ以上の引張強度と優れた低温靭性を確保しつつ、一様伸びを向上するためには、軟質相であるポリゴナルフェライト相と硬質相である上部ベイナイト相の混合組織とし、各相の面積分率を制御することが重要である。軟質相として加工フェライトが、また硬質相として下部ベイナイトやマルテンサイトが混入した場合には、伸びに対して不利である。
２．ポリゴナルフェライト相と上部ベイナイト相の混合組織とすることにより一様伸びを向上させ、さらに局部伸びを向上させるため、各相の存在形態を厳格に制御することが必要である。すなわち、ポリゴナルフェライト相は、平均結晶粒径を１８μｍ以下かつ結晶粒径の標準偏差を８μｍ以下に制御する。

均一で細粒の結晶粒主体の組織として、粗大な結晶粒を抑制することによって、引張試験時における、粗大結晶粒近傍の結晶粒界への応力集中が低減し、早期のマイクロボイドの発生が抑制されて、局部伸びが向上する。

上部ベイナイト相は、組織中に含まれる島状マルテンサイトの面積分率を５％以下とする。極度に硬い脆化組織である島状マルテンサイトと母相の界面は、引張試験時に応力が集中しやすく、マイクロボイドの発生が助長され、局部伸びに不利である。
３．上記混合組織の達成には、鋼板組成だけでなく、熱間圧延および加速冷却、さらには再加熱焼戻し条件を厳格に管理することが重要である。

本発明は、得られた知見に、さらに検討を加えてなされたもので、すなわち、本発明は、
１．質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．２０％
Ｓｉ：０．０５〜０．６０％
Ｍｎ：０．３〜２．０％
Ｐ：０．０１５％以下
Ｓ：０．００３％以下
Ａｌ：０．０７％以下
Ｎ：０．０１％以下
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼組成と、
ポリゴナルフェライト相と上部ベイナイト相の混合組織であって、ポリゴナルフェライト相の面積分率が１０〜４５％、平均結晶粒径が１８μｍ以下、結晶粒径の標準偏差が８μｍ以下で、上部ベイナイト相中の島状マルテンサイトの面積分率が５％以下となるミクロ組織を備えたことを特徴とする引張強度５９０ＭＰａ以上の延靭性に優れた高強度厚鋼板。
２．鋼組成に、質量％で、更に、
Ｃｕ：１．５％以下
Ｎｉ：２．０％以下
Ｃｒ：１．０％以下
Ｍｏ：１．０％以下
Ｎｂ：０．１％以下
Ｖ：０．１％以下
Ｔｉ：０．０３％以下
Ｂ：０．００５％以下
の１種または２種以上を含有することを特徴とする１記載の引張強度５９０ＭＰａ以上の延靭性に優れた高強度厚鋼板。
３．鋼組成に、質量％で、更に、
ＲＥＭ：０．０２％以下
Ｃａ：０．００５％以下
Ｍｇ：０．００５％以下
の１種または２種以上を含有することを特徴とする１または２記載の引張強度５９０ＭＰａ以上の延靭性に優れた高強度厚鋼板。
４．１乃至３のいずれか一つに記載した鋼組成からなる鋳片または鋼片を、１０００〜１２５０℃に再加熱後、９００℃以下での累積圧下率が３０％以上で、かつＡｒ_３〜Ａｒ_３＋８０℃の温度で終了する熱間圧延を行い、Ａｒ_３−６０℃〜Ａｒ_３−１０℃の温度まで放冷をした後、３〜１００℃／ｓで４００〜６００℃まで加速冷却を行うことを特徴とする引張強度５９０ＭＰａ以上の延靭性に優れた高強度厚鋼板の製造方法。
５．加速冷却後、更に、４００〜６５０℃で焼戻すことを特徴とする４記載の引張強度５９０ＭＰａ以上の延靭性に優れた高強度厚鋼板の製造方法。

本発明によれば、引張強度５９０ＭＰａ以上で、低温靭性および全伸びに優れた、板厚１２ｍｍ以上の厚鋼板が得られ、鋼構造物の大型化、鋼構造物の耐震性および安全性の向上に大きく寄与し、産業上格段の効果を奏する。

本発明では成分組成とミクロ組織を規定する。成分組成の説明において％は質量％、ミクロ組織の説明において％は面積％とする。
［成分組成］
Ｃ：０．０３〜０．２０％
Ｃは、鋼の強度を増加させ、構造用鋼材として必要な強度を確保するために必要な元素でその効果を得るため、０．０３％以上の含有を必要とする。一方、０．２０％を超える含有は、低温靭性を顕著に劣化させるとともに、上部ベイナイト中の島状マルテンサイトの面積分率が上昇し、局部伸びの低下により全伸びを低下させるため、０．０３〜０．２０％の範囲に限定する。好ましくは、０．０４〜０．１８％である。

Ｓｉ：０．０５〜０．６０％
Ｓｉは、脱酸材として作用し、製鋼上、少なくとも０．０５％必要である。一方、０．６０％を超えて含有すると、母材の靭性、溶接部の低温割れ性が顕著に劣化するだけでなく、島状マルテンサイトの生成を助長して、局部伸びの低下により全伸びを低下させるため、０．０５〜０．６０％の範囲に限定する。好ましくは、０．１０〜０．５５％である。

Ｍｎ：０．３〜２．０％
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を増加させる効果を有し、母材の強度を確保するために０．３％以上は必要である。一方、２．０％を超えて含有すると、母材の靭性、延性および溶接性が著しく劣化するため、０．３〜２．０％の範囲に限定する。好ましくは、０．４〜１．９％である。

Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３％以下
Ｐは鋼の強度を増加させ靭性を劣化させるとともに、島状マルテンサイトの生成を助長して、局部伸びの低下により全伸びを低下させるため、０．０１５％を上限とする。可能なかぎり低減することが望ましいが、過度の低減は精錬コストを高騰させ経済的に不利となるため、０．００１％以上とすることが望ましい。

Ｓは母材の低温靭性や延性を劣化させるため、０．００３％を上限として可能なかぎり低減することが望ましい。

Ａｌ：０．０７％以下
Ａｌは、脱酸剤として作用し、鋼材の溶鋼脱酸プロセスに於いて、もっとも汎用的に使われる。また、鋼中のＮをＡｌＮとして固定し、母材および溶接部の靭性向上に寄与する。一方、０．０７％を超えて含有すると、母材の靭性が低下するとともに、溶接時に溶接金属部に混入して、溶接金属の靭性を劣化させるため、０．０７％以下に限定する。

Ｎ：０．０１％以下
Ｎは不可避的不純物として鋼中に含まれ、０．０１％を超えて含有すると、母材および溶接部靭性が著しく低下するため、０．０１％以下に限定する。

以上が、本発明の基本成分組成であるが、更に、特性を向上させるため、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｂ、ＲＥＭ、Ｃａ、Ｍｇの１種または２種以上を含有することができる。

Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｂは、いずれも鋼の強度向上に寄与する元素であり、所望する強度に応じて適宜含有できる。
Ｃｕ：１．５％以下
Ｃｕを添加する場合は、０．１％以上とすることが好ましいが、１．５％を超えると熱間脆性を生じて鋼板の表面性状を劣化させるため、１．５％以下とする。

Ｎｉ：２．０％以下
Ｎｉを添加する場合は、０．１％以上とすることが好ましいが、２．０％を超えると効果が飽和し、経済的に不利になるため、２．０％以下とする。

Ｃｒ：１．０％以下
Ｃｒを添加する場合は、０．０５％以上とすることが好ましいが、１．０％を超えて含有すると、母材靭性、延性および溶接性が著しく劣化するため、１．０％以下とする。

Ｍｏ：１．０％以下
Ｍｏを添加する場合は、０．０５％以上とすることが好ましいが、１．０％を超えると、母材靭性、延性および耐溶接割れ性に悪影響を及ぼすため、１．０％以下とする。

Ｎｂ：０．１％以下
Ｎｂを添加する場合は、０．００５％以上とすることが好ましいが、０．１％を超えると、母材靭性および延性を劣化させるため、０．１％以下とする。

Ｖ：０．１％以下
Ｖを添加する場合は、０．０１％以上とすることが好ましいが、０．１％を超えると、母材靭性および延性を劣化させるため、０．１％以下とする。

Ｔｉ：０．０３％以下
Ｔｉは、Ｎとの親和力が強く凝固時にＴｉＮとして析出し、溶接熱影響部でのオーステナイト粒の粗大化を抑制して高靭化に寄与する添加元素である。一方、０．０３％を超えて添加するとＴｉＮ粒子が粗大化して、母材および溶接部靭性を劣化させるため、０．０３％以下とする。

Ｂ：０．００５％以下
Ｂは、焼入れ性の向上を介して、鋼の強度を増加させる作用を有するので添加する場合は０．０００５％以上とすることが好ましい。一方、０．００５％を超える含有は焼入れ性を著しく増加させ、母材の靭性、延性の劣化をもたらすため、０．００５％以下とする。

ＲＥＭ、ＣａおよびＭｇは、いずれも靭性向上に寄与し、所望する特性に応じて選択して添加する。

ＲＥＭ：０．０２％以下
ＲＥＭを添加する場合は、０．００２％以上とすることが好ましいが、０．０２％を超えても効果が飽和するため、０．０２％を上限とする。

Ｃａ：０．００５％以下
Ｃａを添加する場合は、０．０００５％以上とすることが好ましいが、０．００５％を超えても効果が飽和するため、０．００５％を上限とする。

Ｍｇ：０．００５％以下
Ｍｇを添加する場合は、０．００１％以上とすることが好ましいが、０．００５％を超えても効果が飽和するため、０．００５％を上限とする。

上記成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。

［ミクロ組織］
本発明では、引張強度５９０ＭＰａ以上と優れた低温靭性を両立させ、さらに高い一様伸びを確保するため、ミクロ組織を軟質相のポリゴナルフェライト相と硬質相の上部ベイナイト相の混合組織（複相組織）とする。

また、局部伸びを向上させるため、ポリゴナルフェライト相の結晶粒径と上部ベイナイト相中の島状マルテンサイト量を規定する。

ポリゴナルフェライト相の面積分率が１０％未満では、一様伸びを上昇する効果が得られない。一方、面積分率が４５％を超えると引張強度が低下し、引張強度５９０ＭＰａ以上を満足できない。このため、ポリゴナルフェライト相の面積分率は１０〜４５％とする。

ポリゴナルフェライト相の平均結晶粒径が１８μｍより大きければ、低温靭性が劣化するだけでなく、引張試験時にはマイクロボイドの発生を助長し、局部伸びが低下する。このためポリゴナルフェライト相の平均結晶粒径は１８μｍ以下とする。

また、ポリゴナルフェライト相の結晶粒径の標準偏差が８μｍより大きければ、粗大粒が存在することになり、引張試験時に粗大結晶粒近傍の結晶粒界に歪が集中して、マイクロボイドの発生を助長し、局部伸びが低下する。このため、ポリゴナルフェライト相の結晶粒径の標準偏差は８μｍ以下とする。

上部ベイナイト相中の島状マルテンサイトの面積分率が５％を超えると、引張試験時に島状マルテンサイトと母相の界面に歪が集中することになり、マイクロボイドの発生を助長し、局部伸びが低下する。このため、上部ベイナイト相中の島状マルテンサイトの面積分率は５％以下とする。

混合組織は、本発明の作用効果を損なわない程度に他の組織を少量含むものであってもよい。軟質相として、加工フェライトが混在すると一様伸びが低下するが面積分率で５％以下の場合には影響が無視できる。硬質相として、パーライトが混在すると強度低下を招き、下部ベイナイトやマルテンサイトが混在すると局部伸びを低下させるが、パーライト、下部ベイナイトおよびマルテンサイト等を合計した硬質第２相組織の面積分率が５％以下の場合には影響が無視できる。

以上の説明において、面積分率とは鋼板断面のミクロ組織から測定される領域中の平均の面積分率を示す。ポリゴナルフェライト相の同定は、例えば、鋼板の圧延方向と平行な断面について、ミクロ組織観察用サンプルを採取し、ナイタール腐食の後、倍率４００倍の光学顕微鏡で観察される組織を撮影し、画像解析装置を用いて行う。

島状マルテンサイトの面積分率は、試料にレペラ腐食（ＪＯＵＲＮＡＬＯＦＭＥＴＡＬＳ、Ｍａｒｃｈ、１９８０、ｐ．３８−３９）を実施して倍率１０００倍の光学顕微鏡で観察される組織を撮影し、画像解析装置を用いて求めた。

本発明鋼の好ましい製造条件は以下の様である。説明において、温度に関する「℃」表示は、板厚の１／２における温度を意味するものとする。

鋼素材加熱温度：１０００℃〜１２５０℃
上述した組成の鋳片または鋼片の鋼素材を転炉、電気炉、真空溶解炉等、通常公知の方法による溶鋼から製造し、１０００℃〜１２５０℃に再加熱する。

再加熱温度が１０００℃未満では、熱間圧延での変形抵抗が高く、１パス当たりの圧下量が大きく取れず、圧延パス数が増加し、圧延能率の低下を招くとともに、鋼素材（スラブ）中の鋳造欠陥を圧着することができない場合が生じる。

一方、再加熱温度が１２５０℃を超えると、加熱時のスケールによって表面疵が生じやすく、圧延後の手入れ負荷が増大する。また、結晶粒が粗大化して所望のミクロ組織が得られず、局部伸びが低下して全伸びが低下するため、１０００〜１２５０℃の範囲とする。

熱間圧延：９００℃以下での累積圧下率が３０％以上、圧延終了温度：Ａｒ_３〜Ａｒ_３＋８０℃
９００℃以下での累積圧下率が３０％未満では、靭性が劣化するとともに、オーステナイト粒への加工歪の導入が不足し、最終組織のポリゴナルフェライト粒の平均結晶粒径が大きくなるとともに、粗大粒が混在して、局部伸びの低下により全伸びが低下する。

圧延終了温度がＡｒ_３＋８０℃より高い場合には、オーステナイト粒への加工歪の導入が不足し、最終組織のポリゴナルフェライト粒の平均結晶粒径が大きくなるだけでなく、粗大粒が混在して、局部伸びの低下により全伸びが低下する。

一方、圧延終了温度がＡｒ_３未満の場合、初析フェライトを圧延するので、転位を含む加工フェライトが生成して、一様伸びの低下により全伸びが低下するので、圧延終了温度はＡｒ_３〜Ａｒ_３＋８０℃とする。

板厚が７０ｍｍを超える極厚鋼板の場合には、ザク圧着のために１パスあたりの圧下率が１５％以上となる圧延パスを少なくとも１パス以上確保することが望ましい。

熱間圧延後の冷却：熱間圧延後、Ａｒ_３−６０℃〜Ａｒ_３−１０℃の温度まで放冷をした後、冷却速度３〜１００℃／ｓで４００〜６００℃まで加速冷却
熱間圧延後の放冷をＡｒ_３−１０℃よりも高い温度で終了して加速冷却を開始すると、ポリゴナルフェライトが得られず、一様伸びの低下により全伸びが低下する。

一方、Ａｒ_３−６０℃未満まで放冷した場合には、ポリゴナルフェライト量が過剰になるとともに、硬質第２相として粗大なパーライトが混在するようになり、引張強度が低下する。このため、熱間圧延後の放冷は、Ａｒ_３−６０℃〜Ａｒ_３−１０℃の範囲とする。

放冷後の加速冷却の冷却速度が３℃／ｓ未満では、ポリゴナルフェライト量が過剰になるとともに、硬質第２相として粗大なパーライトが混在し、引張強度が低下する。

一方、冷却速度が１００℃／ｓを超えると、鋼板内の各位置における温度制御が困難となり、引張特性などの材質上のばらつきが生じる。

加速冷却の停止温度が６００℃よりも高いと、ポリゴナルフェライト量が過剰になるとともに、硬質第２相として粗大なパーライトが混在し、引張強度が低下する。一方、４００℃未満になると、硬質第２相に下部ベイナイトやマルテンサイトが混入し、局部伸びの低下を介して全伸びが低下する。以上より、加速冷却は冷却速度：３〜１００℃／ｓで冷却停止温度：４００〜６００℃とする。加速冷却の停止後は、室温まで放冷する。

なお、Ａｒ_３（℃）は例えば、下式で求めることができる。
Ａｒ_３＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−１５Ｃｒ−５５Ｎｉ−８０Ｍｏ
（元素記号は鋼材中の各元素の含有量（質量％）を表す）
本発明では、加速冷却後、焼戻し処理を施しても良い。焼戻し温度は、母材の靭性および延性を向上させるため４００℃以上とし、一方、６５０℃を超えると母材強度が大幅に低下するため、４００〜６５０℃で行うことが望ましい。保持時間は母材強度が低下しないように板厚によって適宜調整する。板厚１０〜１００ｍｍの場合、１ｈｒを超えると、母材強度が大幅に低下するので１ｈｒ以内とするが、熱処理炉内の均熱状態が良ければ、短時間の保持でもかまわない。

転炉−取鍋精錬−連続鋳造法で、種々の成分組成の鋼スラブを、熱間圧延により板厚１２ｍｍ以上の鋼板とした後、加速冷却し、一部の鋼板には、更に焼戻し処理を施した。表１に供試鋼の成分組成を示す。

得られた鋼板の板厚１／２位置で圧延方向と直角な方向から、ＪＩＳ４号引張試験片を採取し、ＪＩＳＺ２２４１（１９９８年）の既定に準拠して引張試験を実施し、引張特性を調査した。

各鋼板の板厚１／２位置で圧延方向と直角な方向から、ＪＩＳＺ２２０２（１９９８年）の規定に準拠してＶノッチ試験片を採取し、ＪＩＳＺ２２４２（１９９８年）の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を実施し、延性−脆性破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を求め、母材靭性を評価した。ミクロ組織観察用の試験片を、板厚１／２位置から採取して、先に述べた方法で、ミクロ組織を観察した。

表２に製造条件（熱間圧延、加速冷却）およびミクロ組織観察結果を、表３に引張特性とシャルピー衝撃試験結果を示す。表２において、組織形態の欄のＦはポリゴナルフェライト相、ＵＢは上部ベイナイト相、ＬＢは下部ベイナイト相、Ｐはパーライト相をそれぞれ示している。なお、表２、３の鋼Ｎｏ．は共通とする。

発明例（鋼Ｎｏ．１−１、１−２、２、３−１、３−２、４−１、５、６−１、６−２、７、８）は、いずれも引張強度５９０ＭＰａ以上の高強度、ｖＴｒｓ＜−８０℃の高靭性、且つ全伸び３２％以上の高延性の母材特性を有することが確認された。
一方、比較例（鋼Ｎｏ．１−３〜１−７、３−３〜３−５、４−２、６−３〜６−６、９〜１３）は、強度、靭性、延性のいずれか、あるいは複数の特性が目標値を満足しない。

Claims

質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．２０％
Ｓｉ：０．０５〜０．６０％
Ｍｎ：０．３〜２．０％
Ｐ：０．０１５％以下
Ｓ：０．００３％以下
Ａｌ：０．０７％以下
Ｎ：０．０１％以下
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼組成と、
ポリゴナルフェライト相と上部ベイナイト相の混合組織であって，ポリゴナルフェライト相の面積分率が１０〜４５％、平均結晶粒径が１８μｍ以下，結晶粒径の標準偏差が８μｍ以下で、上部ベイナイト相中の島状マルテンサイトの面積分率が５％以下となるミクロ組織を備えたことを特徴とする引張強度５９０ＭＰａ以上の延靭性に優れた高強度厚鋼板。
鋼組成に、質量％で、更に、
Ｃｕ：１．５％以下
Ｎｉ：２．０％以下
Ｃｒ：１．０％以下
Ｍｏ：１．０％以下
Ｎｂ：０．１％以下
Ｖ：０．１％以下
Ｔｉ：０．０３％以下
Ｂ：０．００５％以下
の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１記載の引張強度５９０ＭＰａ以上の延靭性に優れた高強度厚鋼板。
鋼組成に、質量％で、更に、
ＲＥＭ：０．０２％以下
Ｃａ：０．００５％以下
Ｍｇ：０．００５％以下
の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２記載の引張強度５９０ＭＰａ以上の延靭性に優れた高強度厚鋼板。
請求項１乃至３のいずれか一つに記載した鋼組成からなる鋳片または鋼片を，１０００〜１２５０℃に再加熱後、９００℃以下での累積圧下率が３０％以上で、かつＡｒ_３〜Ａｒ_３＋８０℃の温度で終了する熱間圧延を行い、Ａｒ_３−６０℃〜Ａｒ_３−１０℃の温度まで放冷をした後、３〜１００℃／ｓで４００〜６００℃まで加速冷却を行うことを特徴とする引張強度５９０ＭＰａ以上の延靭性に優れた高強度厚鋼板の製造方法。
加速冷却後、更に、４００〜６５０℃で焼戻すことを特徴とする請求項４記載の引張強度５９０ＭＰａ以上の延靭性に優れた高強度厚鋼板の製造方法。