JP2013194316A - 鋼板内の材質均一性に優れた大入熱溶接用高強度鋼板及びその製造方法 - Google Patents
鋼板内の材質均一性に優れた大入熱溶接用高強度鋼板及びその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP2013194316A JP2013194316A JP2012066442A JP2012066442A JP2013194316A JP 2013194316 A JP2013194316 A JP 2013194316A JP 2012066442 A JP2012066442 A JP 2012066442A JP 2012066442 A JP2012066442 A JP 2012066442A JP 2013194316 A JP2013194316 A JP 2013194316A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- steel plate
- steel sheet
- cooling
- steel
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 158
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims abstract description 158
- 238000003466 welding Methods 0.000 title claims abstract description 47
- 239000000463 material Substances 0.000 title claims abstract description 46
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims abstract description 18
- 238000000034 method Methods 0.000 title abstract description 20
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims abstract description 110
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 claims abstract description 20
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims abstract description 18
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 14
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 claims abstract description 10
- 239000002184 metal Substances 0.000 claims abstract description 10
- 229910052791 calcium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 8
- 229910052760 oxygen Inorganic materials 0.000 claims abstract description 8
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 claims abstract description 8
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims abstract description 5
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 4
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 claims abstract description 4
- 229910052749 magnesium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 4
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims abstract description 4
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims abstract description 4
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 4
- 229910052721 tungsten Inorganic materials 0.000 claims abstract description 4
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 4
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 claims abstract description 3
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 claims description 27
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims description 12
- 229910052761 rare earth metal Inorganic materials 0.000 abstract description 12
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 abstract description 2
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 abstract description 2
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 abstract description 2
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 abstract description 2
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 abstract 1
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 abstract 1
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 abstract 1
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 abstract 1
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 23
- 239000002344 surface layer Substances 0.000 description 14
- ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N Tin Chemical compound [Sn] ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 8
- 239000006185 dispersion Substances 0.000 description 8
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 6
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 6
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 5
- 230000002829 reductive effect Effects 0.000 description 5
- 229920006395 saturated elastomer Polymers 0.000 description 5
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 5
- 230000002411 adverse Effects 0.000 description 4
- 239000010953 base metal Substances 0.000 description 4
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 4
- 238000009826 distribution Methods 0.000 description 4
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 3
- 230000006911 nucleation Effects 0.000 description 3
- 238000010899 nucleation Methods 0.000 description 3
- UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N Sulphide Chemical compound [S-2] UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 238000010521 absorption reaction Methods 0.000 description 2
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 2
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 2
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 2
- 238000010276 construction Methods 0.000 description 2
- 238000000265 homogenisation Methods 0.000 description 2
- 229910001562 pearlite Inorganic materials 0.000 description 2
- 230000008569 process Effects 0.000 description 2
- 230000009467 reduction Effects 0.000 description 2
- 230000000717 retained effect Effects 0.000 description 2
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 2
- 238000007711 solidification Methods 0.000 description 2
- 230000008023 solidification Effects 0.000 description 2
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 2
- RMLPZKRPSQVRAB-UHFFFAOYSA-N tris(3-methylphenyl) phosphate Chemical compound CC1=CC=CC(OP(=O)(OC=2C=C(C)C=CC=2)OC=2C=C(C)C=CC=2)=C1 RMLPZKRPSQVRAB-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 229910000746 Structural steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 1
- 238000004364 calculation method Methods 0.000 description 1
- 230000008859 change Effects 0.000 description 1
- 239000002131 composite material Substances 0.000 description 1
- 230000003111 delayed effect Effects 0.000 description 1
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 1
- 238000005530 etching Methods 0.000 description 1
- 230000003631 expected effect Effects 0.000 description 1
- 239000010419 fine particle Substances 0.000 description 1
- 238000010191 image analysis Methods 0.000 description 1
- 230000001771 impaired effect Effects 0.000 description 1
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 1
- 230000000670 limiting effect Effects 0.000 description 1
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 1
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 1
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 1
- 230000003287 optical effect Effects 0.000 description 1
- 230000036961 partial effect Effects 0.000 description 1
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 1
- 230000005855 radiation Effects 0.000 description 1
- 238000003303 reheating Methods 0.000 description 1
- 238000004088 simulation Methods 0.000 description 1
- 230000001629 suppression Effects 0.000 description 1
- 230000000007 visual effect Effects 0.000 description 1
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
【課題】大入熱溶接熱影響部の低温靭性に優れ、鋼板内の材質均一性に優れた高強度鋼板とその製造方法を提供する。
【解決手段】ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０３０〜０．１５０％、Ｓｉ：０．１０％以下、Ｍｎ：１．００〜２．００％、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎ、Ｃａ、Ｏ、Ｃａ、Ｏ、Ｓの各含有量が、特定式を満たし、必要に応じてＢ、Ｖ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭの１種または２種以上、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、金属組織が実質的にフェライトとベイナイト組織であり、板厚方向の硬さのばらつきがΔＨＶ５０以下であり、板幅方向の硬さのばらつきがΔＨＶ５０以下である鋼板。上記鋼組成を有する鋼を、特定温度に加熱し、鋼板表面温度で７００℃以上９００℃以下で熱間圧延した後、鋼板表面の温度が７００℃以上から鋼板表面での冷却速度が２０℃／ｓ以上１００℃／ｓ以下で鋼板表面温度で４００℃以上６００℃以下まで１段目の冷却を行い、その後鋼板平均での冷却速度が４℃／ｓ以上で４００℃以下まで２段目の冷却を行う。
【選択図】なし
【解決手段】ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０３０〜０．１５０％、Ｓｉ：０．１０％以下、Ｍｎ：１．００〜２．００％、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎ、Ｃａ、Ｏ、Ｃａ、Ｏ、Ｓの各含有量が、特定式を満たし、必要に応じてＢ、Ｖ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭの１種または２種以上、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、金属組織が実質的にフェライトとベイナイト組織であり、板厚方向の硬さのばらつきがΔＨＶ５０以下であり、板幅方向の硬さのばらつきがΔＨＶ５０以下である鋼板。上記鋼組成を有する鋼を、特定温度に加熱し、鋼板表面温度で７００℃以上９００℃以下で熱間圧延した後、鋼板表面の温度が７００℃以上から鋼板表面での冷却速度が２０℃／ｓ以上１００℃／ｓ以下で鋼板表面温度で４００℃以上６００℃以下まで１段目の冷却を行い、その後鋼板平均での冷却速度が４℃／ｓ以上で４００℃以下まで２段目の冷却を行う。
【選択図】なし
Description
本発明は、海洋構造物、建築、土木、建設産業用機械、ラインパイプ等の各種溶接構造物で使用される鋼材に用いて好適な、大入熱溶接を施した際の溶接熱影響部の低温靭性に優れ、鋼板内の材質均一性に優れた高強度鋼板とその製造方法に関する。
鋼構造物の大型化やコスト削減の観点から、より高強度や高靭性を有する鋼板の需要が高まっている。鋼板の特性向上や合金元素削減、熱処理省略を目的として、従来、高強度鋼板は、制御圧延と制御冷却を組み合わせた、いわゆるＴＭＣＰ技術が適用されて製造されている。
ＴＭＣＰ技術を用いて鋼材の高強度化を行うには、制御冷却時の冷却速度を大きくすること、および冷却を停止する温度を低くすることが有効である。しかしながら、高冷却速度で制御冷却した場合、鋼板表層部が急冷されるため、鋼板内部に比べて表層部の硬さが高くなり、板厚方向の硬さ分布にばらつきが生じる。
また、この板厚方向の硬さ分布のばらつきは、冷却停止温度を低くすること、および板厚が厚くなるにしたがって大きくなる傾向があり、鋼板内の材質均一性を確保する観点で問題となる。
特許文献１には、制御冷却に際して、冷却速度を３〜１２℃／ｓという比較的低冷却速度に制御することにより、板厚中心部に対する表面の硬さ上昇を抑える方法が開示されている。
特許文献２には、冷却過程で、フェライトが析出する温度域で待機を行うことにより、鋼板の組織をフェライトとベイナイトの２相組織とし、表層と板厚中心部の硬さの差を低減した、板厚方向に材質差の小さい鋼板の製造方法が開示されている。
また、特許文献３、特許文献４には、圧延後、表層部がベイナイト変態を完了する前に表面を復熱させる高冷却速度の制御冷却を行った板厚方向に材質差の小さい鋼板の製造方法が開示されている。
また、鋼板表面のスケール性状にむらがあると、冷却時にスケール厚さに応じてその下部の鋼板の冷却速度に違いを生じて、すなわち鋼板の部分部分で冷却停止温度にばらつきが生じて、スケール性状に対応して板幅方向に鋼板材質のばらつきが生じる。
特許文献５、特許文献６には、冷却直前にデスケーリングを行うことにより、スケール性状による冷却むらを低減し、鋼板形状を改善する方法が開示されている。
一方で、造船、建築、土木等の分野で使用される鋼材は、一般に、溶接接合により所望の形状の構造物に仕上げられるため、安全性の観点から、使用される鋼材の母材靱性はもちろんのこと、溶接部の靱性に優れることが要請される。
これら構造物や船舶は大型化が進んでおり、使用される鋼材の高強度化・厚肉化に伴い、溶接施工にはサブマージアーク溶接、エレクトロガス溶接およびエレクトロスラグ溶接などの高能率な大入熱溶接が適用されている。このため、大入熱溶接により溶接施工したときに、溶接部の靱性に優れた鋼材が必要となっている。
しかし、一般に、溶接入熱量が大きくなると、溶接熱影響部（ＨＡＺ）の組織が粗大化するために、溶接熱影響部の靱性は低下することが知られている。このような大入熱溶接による靱性の低下の改善策として、これまでＴｉＮの微細分散によるオーステナイトの粗粒化抑制やフェライト変態核としての利用技術が実用化されてきた。
また、特許文献７や入熱量２３０ｋＪ／ｃｍの溶接ボンド部での靭性改善を目指した特許文献８には、希土類元素（ＲＥＭ）をＴｉと複合添加することにより、鋼中に微細粒子を分散させてオーステナイトの粒成長を抑制し、溶接部の靭性向上を図る方法が示されている。
さらに、Ｔｉの酸化物を分散させる技術やＢＮのフェライト核生成能を組み合わせる技術も開発されている。このほか、ＣａやＲＥＭを添加することで硫化物の形態を制御し、より高靭性を得られることが知られている。
しかしながら、特許文献１の技術は、冷却停止温度が４００℃以上と比較的高いため、高冷却速度による高強度化や合金元素の削減、制御圧延の簡略化等といった制御冷却の効果を十分に活用することができない。
特許文献２の製造方法は、Ａｒ３変態点以下での冷却待機でフェライトを析出させるため強度が低下するとともに、冷却待機時間が必要なため製造効率が悪化する。
特許文献３、特許文献４の製造方法は、鋼板の成分により変態挙動が異なると、復熱による十分な材質均質化の効果が得られない場合がある。また、高精度な冷却制御が必要なため、適用範囲が限られるとともに製造効率が悪化する。
また、特許文献５、特許文献６の方法は、デスケーリングにより鋼板の冷却停止温度のばらつきむらを低減して鋼板形状を改善しているが、板厚方向の硬度分布に対する配慮はなされていない。
スケールむらにより冷却停止温度のばらつきが大きく生じるのは、比較的冷却速度が低い範囲の冷却の場合である。また、低冷却速度の場合、デスケーリングにより鋼板の平均冷却速度が低下して、強度が低下する懸念がある。その場合、強度の低下を防ぐためには、鋼板表面にある程度のスケール厚さを持ったスケールを付着させておく必要がある。
一方、高強度化を図るべく高冷却速度で冷却した場合、スケールむらによる冷却停止温度のばらつきを低減することはできるが、表層部の硬さはスケール厚さの影響を鋭敏に受けるため、表層硬さ上昇の抑制が課題となる。
特許文献７、特許文献８に記載の希土類元素（ＲＥＭ）をＴｉと複合添加して大入熱溶接熱影響部の靭性を改善する技術は、安定した靭性が得られる鋼材の製造が困難であったり、３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接では十分な靭性が得られないという問題があった。
すなわち、ＴｉＮを主体に利用する技術においては、ＴｉＮが溶解する温度域に加熱される溶接部での作用がなくなり、また固溶ＴｉおよびＮによる地の組織の脆化によって著しく靭性の低下が見られた。
さらに、Ｔｉの酸化物を使った技術においては、酸化物の微細分散が十分均質にできないという問題があった。また、ＣａやＲＥＭを添加する技術においても３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接では溶接熱影響部の高靭性を確保することは困難であった。
したがって、本発明の目的は、このような従来技術の課題を解決し、鋼板内の材質均一性に優れ、かつ、３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を施した際の溶接熱影響部の靭性に優れる高強度鋼板とその製造方法を提供することにある。
本発明の課題は以下の手段で達成できる。
１．鋼組成が、ｍａｓｓ％で、
Ｃ：０．０３０〜０．１５０％、
Ｓｉ：０．１０％以下、
Ｍｎ：１．００〜２．００％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．０００５〜０．００４０％、
Ａｌ：０．００５〜０．１００％、
Ｔｉ：０．００４〜０．０３０％、
Ｎ：０．００３５〜０．００７５％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％、
Ｏ：０．００４０％以下、
Ｃａ、Ｏ、Ｓの各含有量が、下記（１）式を満たし、残部Ｆｅおよび不可避的不純物でなり、金属組織が実質的にフェライトとベイナイト組織であり、板厚方向の硬さのばらつきがビッカース硬さでΔＨＶ５０以下であり、板幅方向の硬さのばらつきがビッカース硬さでΔＨＶ５０以下であり、かつ溶接入熱量が３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を施したときのボンド近傍の熱影響部組織において、島状マルテンサイト体積分率が１％以下であることを特徴とする、鋼板内の材質均一性に優れた大入熱溶接用高強度鋼板。
０＜（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓ≦０．８・・・（１）
ただし、Ｃａ、Ｏ、Ｓは各成分の含有量（ｍａｓｓ％）とする。
２．鋼組成が、更に、ｍａｓｓ％で、Ｂ：０．０００３〜０．００３０、Ｖ：０．２０％以下のうちから選んだ１種または２種を含有することを特徴とする、１に記載の鋼板内の材質均一性に優れた大入熱溶接用高強度鋼板。
３．鋼組成が、更に、ｍａｓｓ％で、Ｎｂ：０．０３０％以下、Ｎｉ：１．００％以下、Ｃｕ：１．００％以下、Ｃｒ：０．７０％以下、Ｍｏ：０．７０％以下、Ｗ：０．０５〜０．４０％のうちから選んだ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に記載の鋼板内の材質均一性に優れた大入熱溶接用高強度鋼板。
４．鋼組成が、更に、ｍａｓｓ％で、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％、Ｚｒ：０．００１〜０．０２０％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０２０％のうちから選んだ１種または２種以上を含有する１乃至３のいずれか一つに記載の鋼板内の材質均一性に優れた大入熱溶接用高強度鋼板。
５．１乃至４のいずれか一つに記載の鋼組成を有する鋼を、９００℃以上１３００℃以下の温度に加熱し、圧延終了温度が鋼板表面温度で７００℃以上９００℃以下で熱間圧延した後、鋼板表面の温度が７００℃以上から鋼板表面での冷却速度が２０℃／ｓ以上１００℃／ｓ以下で鋼板表面温度が４００℃以上６００℃以下まで（２）式を満たす条件で１段目の冷却を行い、その後鋼板平均での冷却速度が４℃／ｓ以上で４００℃以下まで２段目の冷却を行うことを特徴とする、鋼板内の材質均一性に優れた大入熱溶接用高強度鋼板の製造方法。
３≦（７００−Ｔ）／Ｖ・・・（２）
Ｔ：１段目冷却の鋼板表面冷却停止温度（℃）、Ｖ：１段目冷却の鋼板表面での冷却速度（℃／ｓ）
６．熱間圧延後、１段目の冷却を行う前に、鋼板表面での噴射流の衝突圧が１ＭＰａ以上でデスケーリングを行い、その後５秒以内に前記１段目の冷却を行うことを特徴とする、５記載の鋼板内の材質均一性に優れた大入熱溶接用高強度鋼板の製造方法。
１．鋼組成が、ｍａｓｓ％で、
Ｃ：０．０３０〜０．１５０％、
Ｓｉ：０．１０％以下、
Ｍｎ：１．００〜２．００％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．０００５〜０．００４０％、
Ａｌ：０．００５〜０．１００％、
Ｔｉ：０．００４〜０．０３０％、
Ｎ：０．００３５〜０．００７５％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％、
Ｏ：０．００４０％以下、
Ｃａ、Ｏ、Ｓの各含有量が、下記（１）式を満たし、残部Ｆｅおよび不可避的不純物でなり、金属組織が実質的にフェライトとベイナイト組織であり、板厚方向の硬さのばらつきがビッカース硬さでΔＨＶ５０以下であり、板幅方向の硬さのばらつきがビッカース硬さでΔＨＶ５０以下であり、かつ溶接入熱量が３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を施したときのボンド近傍の熱影響部組織において、島状マルテンサイト体積分率が１％以下であることを特徴とする、鋼板内の材質均一性に優れた大入熱溶接用高強度鋼板。
０＜（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓ≦０．８・・・（１）
ただし、Ｃａ、Ｏ、Ｓは各成分の含有量（ｍａｓｓ％）とする。
２．鋼組成が、更に、ｍａｓｓ％で、Ｂ：０．０００３〜０．００３０、Ｖ：０．２０％以下のうちから選んだ１種または２種を含有することを特徴とする、１に記載の鋼板内の材質均一性に優れた大入熱溶接用高強度鋼板。
３．鋼組成が、更に、ｍａｓｓ％で、Ｎｂ：０．０３０％以下、Ｎｉ：１．００％以下、Ｃｕ：１．００％以下、Ｃｒ：０．７０％以下、Ｍｏ：０．７０％以下、Ｗ：０．０５〜０．４０％のうちから選んだ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に記載の鋼板内の材質均一性に優れた大入熱溶接用高強度鋼板。
４．鋼組成が、更に、ｍａｓｓ％で、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％、Ｚｒ：０．００１〜０．０２０％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０２０％のうちから選んだ１種または２種以上を含有する１乃至３のいずれか一つに記載の鋼板内の材質均一性に優れた大入熱溶接用高強度鋼板。
５．１乃至４のいずれか一つに記載の鋼組成を有する鋼を、９００℃以上１３００℃以下の温度に加熱し、圧延終了温度が鋼板表面温度で７００℃以上９００℃以下で熱間圧延した後、鋼板表面の温度が７００℃以上から鋼板表面での冷却速度が２０℃／ｓ以上１００℃／ｓ以下で鋼板表面温度が４００℃以上６００℃以下まで（２）式を満たす条件で１段目の冷却を行い、その後鋼板平均での冷却速度が４℃／ｓ以上で４００℃以下まで２段目の冷却を行うことを特徴とする、鋼板内の材質均一性に優れた大入熱溶接用高強度鋼板の製造方法。
３≦（７００−Ｔ）／Ｖ・・・（２）
Ｔ：１段目冷却の鋼板表面冷却停止温度（℃）、Ｖ：１段目冷却の鋼板表面での冷却速度（℃／ｓ）
６．熱間圧延後、１段目の冷却を行う前に、鋼板表面での噴射流の衝突圧が１ＭＰａ以上でデスケーリングを行い、その後５秒以内に前記１段目の冷却を行うことを特徴とする、５記載の鋼板内の材質均一性に優れた大入熱溶接用高強度鋼板の製造方法。
本発明によれば、サブマージアーク溶接、エレクトロガス溶接、エレクトロスラグ溶接などの大入熱溶接により施工される大型の構造物の品質向上に寄与するところ大である。
本発明では、成分組成、金属組織および材質均一性の指標として板厚方向、板幅方向の硬さのばらつきを規定する。
［成分組成］以下の説明において％はｍａｓｓ％とする。
Ｃ：０．０３０〜０．１５０％
Ｃ量は、構造用鋼として必要な強度を得るために下限を０．０３０％とし、島状マルテンサイトの生成量を抑えるため、上限を０．１５０％とする。
［成分組成］以下の説明において％はｍａｓｓ％とする。
Ｃ：０．０３０〜０．１５０％
Ｃ量は、構造用鋼として必要な強度を得るために下限を０．０３０％とし、島状マルテンサイトの生成量を抑えるため、上限を０．１５０％とする。
Ｓｉ：０．１０％以下
Ｓｉは、本発明において、その含有量をきびしく制限する必要があるという点で重要な元素である。Ｓｉは鋼中に必ず含有される元素であるが、０．１０％を超えて含有すると、大入熱溶接熱影響部に島状マルテンサイトを生成して靱性を劣化させる。しかしながら、鋼中含有量を０．１０％以下に制限することにより、大入熱溶接熱影響部における島状マルテンサイトの生成が体積分率で１％以下に抑制され、大入熱溶接熱影響部靭性の向上に大いに寄与する。
Ｓｉは、本発明において、その含有量をきびしく制限する必要があるという点で重要な元素である。Ｓｉは鋼中に必ず含有される元素であるが、０．１０％を超えて含有すると、大入熱溶接熱影響部に島状マルテンサイトを生成して靱性を劣化させる。しかしながら、鋼中含有量を０．１０％以下に制限することにより、大入熱溶接熱影響部における島状マルテンサイトの生成が体積分率で１％以下に抑制され、大入熱溶接熱影響部靭性の向上に大いに寄与する。
Ｍｎ：１．００〜２．００％
Ｍｎは、母材の強度を確保するために、１．００％以上は必要であり、２．００％を超えると溶接部の靭性を劣化させる。好ましくは、１．００％〜１．６０％の範囲である。
Ｍｎは、母材の強度を確保するために、１．００％以上は必要であり、２．００％を超えると溶接部の靭性を劣化させる。好ましくは、１．００％〜１．６０％の範囲である。
Ｐ：０．０３０％以下
Ｐは、不可避的に混入する不純物であり、０．０３０％を超えると、母材および溶接部の靭性を低下させるため、上限を０．０３０％とする。
Ｐは、不可避的に混入する不純物であり、０．０３０％を超えると、母材および溶接部の靭性を低下させるため、上限を０．０３０％とする。
Ｓ：０．０００５〜０．００４０％
Ｓは、所要のＣａＳあるいはＭｎＳを生成するために０．０００５％以上必要であり、０．００４０％を超えると母材の靱性を劣化させる。
Ｓは、所要のＣａＳあるいはＭｎＳを生成するために０．０００５％以上必要であり、０．００４０％を超えると母材の靱性を劣化させる。
Ａｌ：０．００５〜０．１００％
Ａｌは、鋼の脱酸上０．００５％以上、好ましくは０．０１０％以上必要であり、０．１００％を超えて含有すると母材の靱性を低下させると同時に溶接金属の靱性を劣化させる。
Ａｌは、鋼の脱酸上０．００５％以上、好ましくは０．０１０％以上必要であり、０．１００％を超えて含有すると母材の靱性を低下させると同時に溶接金属の靱性を劣化させる。
Ｔｉ：０．００４〜０．０３０％
Ｔｉは、凝固時にＴｉＮとなって析出し、溶接熱影響部でのオーステナイトの粗大化抑制やフェライト変態核となって高靱性化に寄与する。０．００４％に満たないとその効果が少なく、０．０３０％を超えるとＴｉＮ粒子の粗大化によって期待する効果が得られなくなる。
Ｔｉは、凝固時にＴｉＮとなって析出し、溶接熱影響部でのオーステナイトの粗大化抑制やフェライト変態核となって高靱性化に寄与する。０．００４％に満たないとその効果が少なく、０．０３０％を超えるとＴｉＮ粒子の粗大化によって期待する効果が得られなくなる。
Ｎ：０．００３５〜０．００７５％
Ｎは、ＴｉＮの必要量を確保するうえで必要な元素であり、０．００３５％未満では十分なＴｉＮ量が得られず、０．００７５％を超えると溶接熱サイクルによってＴｉＮが溶解する領域での固溶Ｎ量の増加によって靱性が著しく低下する。
Ｎは、ＴｉＮの必要量を確保するうえで必要な元素であり、０．００３５％未満では十分なＴｉＮ量が得られず、０．００７５％を超えると溶接熱サイクルによってＴｉＮが溶解する領域での固溶Ｎ量の増加によって靱性が著しく低下する。
Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％
Ｃａは、Ｓの固定による靭性改善効果を有する元素である。このような効果を発揮させるには少なくとも０．０００５％以上含有することが好ましいが、０．００３０％を超えて含有しても効果が飽和する。このため、本発明では、０．０００５％から０．００３０％の範囲に限定する。
Ｃａは、Ｓの固定による靭性改善効果を有する元素である。このような効果を発揮させるには少なくとも０．０００５％以上含有することが好ましいが、０．００３０％を超えて含有しても効果が飽和する。このため、本発明では、０．０００５％から０．００３０％の範囲に限定する。
Ｏ：０．００４０％以下
Ｏは、凝固時に酸化物となって析出する。０．００４０％を超えて含有すると、母材および溶接熱影響部の靭性が低下する。
Ｏは、凝固時に酸化物となって析出する。０．００４０％を超えて含有すると、母材および溶接熱影響部の靭性が低下する。
０＜（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓ≦０．８・・・（１）
ただし、Ｃａ、Ｏ、Ｓは各成分の含有量を（ｍａｓｓ％）を表す。
Ｃａ、ＯおよびＳは、０＜（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓ≦０．８の関係を満足するように含有させる必要がある。この場合には、ＣａＳ上にＭｎＳが析出した複合硫化物の形態となり、かつ、溶接熱影響部において微細分散するので、溶接熱影響部の靭性が向上する。Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓの値が０．８を超えると、ＳがほとんどＣａによって固定され、フェライト生成核として働くＭｎＳがＣａＳ上に析出しないために溶接熱影響部の靭性を確保できない。Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓが０以下の場合には、ＣａＳが晶出しないためにＳはＭｎＳ単独の形態で析出し、溶接熱影響部での微細分散が達成されない。
ただし、Ｃａ、Ｏ、Ｓは各成分の含有量を（ｍａｓｓ％）を表す。
Ｃａ、ＯおよびＳは、０＜（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓ≦０．８の関係を満足するように含有させる必要がある。この場合には、ＣａＳ上にＭｎＳが析出した複合硫化物の形態となり、かつ、溶接熱影響部において微細分散するので、溶接熱影響部の靭性が向上する。Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓの値が０．８を超えると、ＳがほとんどＣａによって固定され、フェライト生成核として働くＭｎＳがＣａＳ上に析出しないために溶接熱影響部の靭性を確保できない。Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓが０以下の場合には、ＣａＳが晶出しないためにＳはＭｎＳ単独の形態で析出し、溶接熱影響部での微細分散が達成されない。
以上が本発明の基本の鋼組成であり、残部Ｆｅ及び不可避的不純物である。これにより、本発明鋼は、溶接入熱量が３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を施したときのボンド近傍の熱影響部組織において、島状マルテンサイト体積分率が１％以下となり、かかる大入熱溶接時の溶接熱影響部においても、優れた靭性を発揮する。
なお、鋼板の強度靱性、溶接熱影響部靭性をさらに改善する場合、Ｂ、Ｖ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭの１種又は２種以上を含有してもよい。
Ｂ：０．０００３〜０．００３０％
Ｂは、溶接熱影響部でＢＮを生成して、固溶Ｎを低減するとともにフェライト生成核として作用する元素である。このような効果は０．０００３％以上の含有で発揮されるがが、０．０．００３０％を超えて添加すると焼入れ性が過度に増して靱性が劣化する。よって、Bを含有させる場合には、０．０００３〜０．００３０％とすることが好ましい。
Ｂは、溶接熱影響部でＢＮを生成して、固溶Ｎを低減するとともにフェライト生成核として作用する元素である。このような効果は０．０００３％以上の含有で発揮されるがが、０．０．００３０％を超えて添加すると焼入れ性が過度に増して靱性が劣化する。よって、Bを含有させる場合には、０．０００３〜０．００３０％とすることが好ましい。
Ｖ：０．２０％以下
Ｖは、母材の強度・靱性の向上およびＶＮとしてのフェライト生成核として働くが、０．２０％を超えるとかえって靱性の低下を招く。よって、Ｖを含有させる場合は、０．２０％以下とすることが好ましい。
Ｖは、母材の強度・靱性の向上およびＶＮとしてのフェライト生成核として働くが、０．２０％を超えるとかえって靱性の低下を招く。よって、Ｖを含有させる場合は、０．２０％以下とすることが好ましい。
Ｎｂ：０．０３０％以下
Ｎｂは、母材の強度・靱性および継手の強度を確保するのに有効な元素であるが０．０３０％を超えて含有すると溶接熱影響部に島状マルテンサイトを形成することにより靱性が劣化する。よって、Ｎｂを含有させる場合は、０．０３０％以下とすることが好ましい。
Ｎｂは、母材の強度・靱性および継手の強度を確保するのに有効な元素であるが０．０３０％を超えて含有すると溶接熱影響部に島状マルテンサイトを形成することにより靱性が劣化する。よって、Ｎｂを含有させる場合は、０．０３０％以下とすることが好ましい。
Ｎｉ：１．００％以下
Ｎｉは、母材の高靭性を保ちつつ強度を上昇させるが、１．００％を超えても効果が飽和する。よって、Ｎｉを含有させる場合は、１．００％以下とすることが好ましい。
Ｎｉは、母材の高靭性を保ちつつ強度を上昇させるが、１．００％を超えても効果が飽和する。よって、Ｎｉを含有させる場合は、１．００％以下とすることが好ましい。
Ｃｕ：１．００％以下
Ｃｕは、Ｎｉと同様の働きを有しているが、１．００％を超えると熱間脆性を生じ、鋼板の表面性状を劣化させる。よって、Ｃｕを含有させる場合は、１．００％以下とすることが好ましい。
Ｃｕは、Ｎｉと同様の働きを有しているが、１．００％を超えると熱間脆性を生じ、鋼板の表面性状を劣化させる。よって、Ｃｕを含有させる場合は、１．００％以下とすることが好ましい。
Ｃｒ：０．７０％以下
Ｃｒは、母材の高強度化に有効な元素であるが、多量に添加すると靱性に悪影響を与える。よって、Ｃｒを含有させる場合は、０．７０％以下とすることが好ましい。
Ｃｒは、母材の高強度化に有効な元素であるが、多量に添加すると靱性に悪影響を与える。よって、Ｃｒを含有させる場合は、０．７０％以下とすることが好ましい。
Ｍｏ：０．７０％以下
Ｍｏは、母材の高強度化に有効な元素であるが、多量に添加すると靱性に悪影響を与える。よって、Ｍｏを含有させる場合は、０．７０％以下とすることが好ましい。
Ｍｏは、母材の高強度化に有効な元素であるが、多量に添加すると靱性に悪影響を与える。よって、Ｍｏを含有させる場合は、０．７０％以下とすることが好ましい。
Ｗ：０．０５〜０．４０％
Ｗは、母材の高強度化に有効な元素であり、この効果は０．０５％以上含有することにより発揮されるが、過剰に添加すると靱性に悪影響を与えることがある。よって、Ｗを含有させる場合は、０．０５〜０．４０％とすることが好ましい。
Ｗは、母材の高強度化に有効な元素であり、この効果は０．０５％以上含有することにより発揮されるが、過剰に添加すると靱性に悪影響を与えることがある。よって、Ｗを含有させる場合は、０．０５〜０．４０％とすることが好ましい。
Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％
Ｍｇは、酸化物の分散による靱性改善効果を有する元素である。このような効果を発揮させるには０．０００５以上含有することが好ましいが、０．００５０％を超えて含有しても効果が飽和する。よって、Ｍｇを含有させる場合は、０．０００５〜０．００５０％とすることが好ましい。
Ｍｇは、酸化物の分散による靱性改善効果を有する元素である。このような効果を発揮させるには０．０００５以上含有することが好ましいが、０．００５０％を超えて含有しても効果が飽和する。よって、Ｍｇを含有させる場合は、０．０００５〜０．００５０％とすることが好ましい。
Ｚｒ：０．００１〜０．０２０％
Ｚｒは、酸化物の分散による靱性改善効果を有する元素である。このような効果を発揮させるには０．００１％以上含有することが好ましいが、０．０２０％を超えて含有しても効果が飽和する。よって、Ｚｒを含有させる場合は、０．００１〜０．０２０％とすることが好ましい。
Ｚｒは、酸化物の分散による靱性改善効果を有する元素である。このような効果を発揮させるには０．００１％以上含有することが好ましいが、０．０２０％を超えて含有しても効果が飽和する。よって、Ｚｒを含有させる場合は、０．００１〜０．０２０％とすることが好ましい。
ＲＥＭ：０．００１〜０．０２０％
ＲＥＭは、酸化物の分散による靱性改善効果を有する元素である。このような効果を発揮させるには０．００１％以上含有することが好ましいが、０．０２０％を超えて含有しても効果が飽和する。よって、ＲＥＭを含有させる場合は、０．００１〜０．０２０％とすることが好ましい。
ＲＥＭは、酸化物の分散による靱性改善効果を有する元素である。このような効果を発揮させるには０．００１％以上含有することが好ましいが、０．０２０％を超えて含有しても効果が飽和する。よって、ＲＥＭを含有させる場合は、０．００１〜０．０２０％とすることが好ましい。
［ミクロ組織］
引張強さ４９０ＭＰａ以上の高強度化を図るために、金属組織（ミクロ組織と言う場合がある）は、実質的にフェライトとベイナイトとの混合組織とする。実質的にフェライトとベイナイトとの混合組織とは、フェライトとベイナイトとの合計の体積分率が９５％以上であり、残部として、マルテンサイトやパーライト、島状マルテンサイト、残留オーステナイト等から選ばれる１種または２種以上の合計の体積分率が５％以下である組織である。
引張強さ４９０ＭＰａ以上の高強度化を図るために、金属組織（ミクロ組織と言う場合がある）は、実質的にフェライトとベイナイトとの混合組織とする。実質的にフェライトとベイナイトとの混合組織とは、フェライトとベイナイトとの合計の体積分率が９５％以上であり、残部として、マルテンサイトやパーライト、島状マルテンサイト、残留オーステナイト等から選ばれる１種または２種以上の合計の体積分率が５％以下である組織である。
金属組織中にフェライトとベイナイト組織の他に、マルテンサイト、パーライト、島状マルテンサイト、および残留オーステナイトの１種または２種以上を体積分率で５％を超えで含有すると、強度低下や靭性劣化、表層硬さ上昇が起こるため、これらの組織の体積分率を５％以下とする。但し、表層部において、マルテンサイトや島状マルテンサイト（ＭＡ）等の硬質相が生成すると、表層硬さが上昇し、後述する鋼板内の硬さのばらつきが増大するため、表層部はフェライトとベイナイト組織のみの混合組織とすることが望ましい。
金属組織の観察方法は実施例で述べる。
金属組織の観察方法は実施例で述べる。
［硬さのばらつき］
板厚方向の硬さのばらつきをビッカース硬さ（荷重１０ｋｇ、以下、同じ）でΔＨＶ５０以下、板幅方向の硬さのばらつきをビッカース硬さでΔＨＶ５０以下とする。
板厚方向の硬さのばらつきをビッカース硬さ（荷重１０ｋｇ、以下、同じ）でΔＨＶ５０以下、板幅方向の硬さのばらつきをビッカース硬さでΔＨＶ５０以下とする。
鋼板の強度や伸び、成形性などの観点から、鋼板内の硬さのばらつきを抑制することが要求される。板厚方向の硬さのばらつきがビッカース硬さでΔＨＶ５０を超えた場合や、板幅方向の硬さのばらつきがビッカース硬さでΔＨＶ５０を超えた場合は、上記特性に悪影響を及ぼす。
例えば、鋼板表層部の硬さが鋼板内部に比べてΔＨＶ５０を超えて硬くなった場合は、成形後にスプリングバックが起こりやすくなる。また、鋼板幅方向の硬度分布がΔＨＶ５０を超えた場合は、成形時に硬い部分と柔らかい部分で変形の仕方に差が生じて思ったような形状にならなかったり、小板に切断した場合にそれぞれの小板で強度や伸びが異なったりする。なお、硬さの測定方法は、実施例において詳述するが、ばらつきとは、測定結果における最大値と最小値の差である。
[溶接熱影響部の組織]
溶接入熱量が３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を施したときのボンド近傍（溶接ボンド部と言う場合がある）の溶接熱影響部の組織において、島状マルテンサイト（ＭＡと言う場合がある）の体積分率が１％を超えると靭性が著しく低下するようになるので１％以下とする。溶接ボンド部の組織観察方法は実施例で述べる。
溶接入熱量が３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を施したときのボンド近傍（溶接ボンド部と言う場合がある）の溶接熱影響部の組織において、島状マルテンサイト（ＭＡと言う場合がある）の体積分率が１％を超えると靭性が著しく低下するようになるので１％以下とする。溶接ボンド部の組織観察方法は実施例で述べる。
本発明に係る高強度高靱性鋼板は、冷却工程を２段階に分けて、１段目の冷却（一次冷却とも言う）で鋼板全体の高強度化を図りつつ、鋼板表層部における硬化を抑制したミクロ組織を造り込み、２段目の冷却（２次冷却とも言う）において専ら鋼板を高強度化高靭性化することで製造可能である。
［スラブ加熱温度］
スラブ加熱温度は、９００℃以上１３００℃以下とする。加熱温度が９００℃未満ではミクロ組織の均質化が不十分で必要な強度、靱性が得られず、１３００℃を超えると靭性が劣化するため、９００℃以上１３００℃以下とする。なお、ここでの温度は加熱炉の炉内温度であり、スラブはこの温度に中心部まで十分に加熱されるものとする。
スラブ加熱温度は、９００℃以上１３００℃以下とする。加熱温度が９００℃未満ではミクロ組織の均質化が不十分で必要な強度、靱性が得られず、１３００℃を超えると靭性が劣化するため、９００℃以上１３００℃以下とする。なお、ここでの温度は加熱炉の炉内温度であり、スラブはこの温度に中心部まで十分に加熱されるものとする。
［圧延終了温度］
加熱されたスラブを熱間圧延する。圧延終了温度は、鋼板の表面温度で７００℃以上９００℃以下とする。７００℃未満では冷却開始温度が低下して十分な強度を得ることができなくなり、９００℃を超えるとミクロ組織が粗大化し靱性が劣化するため、７００℃以上９００℃以下とする。なお、鋼板の表面温度は放射温度計等で測定することができる。
加熱されたスラブを熱間圧延する。圧延終了温度は、鋼板の表面温度で７００℃以上９００℃以下とする。７００℃未満では冷却開始温度が低下して十分な強度を得ることができなくなり、９００℃を超えるとミクロ組織が粗大化し靱性が劣化するため、７００℃以上９００℃以下とする。なお、鋼板の表面温度は放射温度計等で測定することができる。
［１段目の冷却条件］
冷却開始温度は鋼板の表面温度で７００℃以上とする。７００℃未満では十分な強度が得られなくなるため、７００℃以上とする。
冷却開始温度は鋼板の表面温度で７００℃以上とする。７００℃未満では十分な強度が得られなくなるため、７００℃以上とする。
冷却速度は鋼板表面で２０℃／ｓ以上１００℃／ｓ以下とする。高強度化を図りつつ、鋼板内の硬さのばらつきを低減し、材質均一性を向上させるためには、冷却速度を制御することが重要である。鋼板表面の冷却速度が２０℃／ｓ未満では鋼板全体で十分な高強度化が得られず、１００℃／ｓを超えると鋼板表層部でマルテンサイトや島状マルテンサイト（ＭＡ）等の硬質相が生成して、表層硬さが著しく上昇するため、鋼板の表面での冷却速度を２０℃／ｓ以上１００℃／ｓ以下とする。
冷却停止温度は、鋼板の表面温度で４００℃以上６００℃以下とする。７００℃以上の温度域から、鋼板表面温度で４００℃以上６００℃以下の温度域まで鋼板表面温度で２０℃／ｓ以上１００℃／ｓ以下の速度で冷却することにより、鋼板表層部にフェライトとベイナイト相を生成させる。
冷却停止温度を４００℃未満とすると、２段目の冷却の開始が遅れて冷却の効果が不十分となり、高強度高靭性化が達成できない。
一方、冷却停止温度が６００℃を超えるとフェライトとベイナイトの生成が十分ではなく、その状態で２段目の冷却を開始すると表層部にマルテンサイトや島状マルテンサイト（ＭＡ）が生成してしまうため、１段目の冷却停止温度は鋼板の表面温度で４００℃以上６００℃以下とする。
更に、１段目の冷却は以下の（２）式を満たすように行う。
３≦（７００−Ｔ）／Ｖ ・・・（２）式
但し、Ｔは１段目冷却の鋼板表面での冷却終了温度（℃）、Ｖは１段目冷却の鋼板表面での冷却速度（℃／ｓ）
（２）式は、１段目冷却の冷却時間として３秒以上の継続を必要とすることを示す。表層の組織が硬質とならないように、フェライトやベイナイト相が十分に生成するためには、３秒以上の時間を要するためである。
３≦（７００−Ｔ）／Ｖ ・・・（２）式
但し、Ｔは１段目冷却の鋼板表面での冷却終了温度（℃）、Ｖは１段目冷却の鋼板表面での冷却速度（℃／ｓ）
（２）式は、１段目冷却の冷却時間として３秒以上の継続を必要とすることを示す。表層の組織が硬質とならないように、フェライトやベイナイト相が十分に生成するためには、３秒以上の時間を要するためである。
（２）式が満たされない場合は、鋼板表層部にマルテンサイトや島状マルテンサイト（ＭＡ）が生成し、表層部の硬さ上昇が著しくなり、硬さのばらつきが大きくなる。
［２段目の冷却条件］
冷却速度は鋼板平均で４℃／ｓ以上とする。４℃／ｓ未満であると強度上昇効果が十分得られなくなるため、４℃／ｓ以上とする。鋼板平均としての温度および冷却速度については、物理的に直接測定することはできないが、表面の温度変化を基にしたシミュレーション計算によりリアルタイムで求めることができる。
冷却速度は鋼板平均で４℃／ｓ以上とする。４℃／ｓ未満であると強度上昇効果が十分得られなくなるため、４℃／ｓ以上とする。鋼板平均としての温度および冷却速度については、物理的に直接測定することはできないが、表面の温度変化を基にしたシミュレーション計算によりリアルタイムで求めることができる。
冷却停止温度は、鋼板の平均温度で４００℃以下とする。合金元素を削減し合理化した鋼組成の鋼においては、４００℃を超える温度で冷却を停止すると十分な高強度化が得られないため、冷却停止温度は４００℃以下とする。
以上の製造方法で、鋼板内の材質均一性に優れた高強度鋼板の製造が可能であるが、さらに材質均一性を向上させる場合、１段目の冷却の直前に高衝突圧のデスケーリングを行うことが望ましい。
圧延後の鋼板においては、スケール厚みが大きい場合、圧延前および圧延中のデスケーリング等によりスケールの厚みにムラが生じたり、部分的にスケールの剥離が生じて、鋼板表面の冷却速度が部分的に変化して、材質均一性が損なわれるようになる。
しかし、二次冷却後の鋼板のスケール厚みが１５μｍ以下となるように、１段目の冷却の直前にデスケーリングを行うと、スケールの厚みにムラが生じても冷却速度に大きな差が生じないようになり、板幅方向の硬さのばらつきをΔＨＶ３０以下に安定させることができる。制御冷却直前すなわち、本発明においては１段目の冷却の直前の鋼板のスケール厚みを測ることは事実上困難であるが、制御冷却前のスケール厚みは制御冷却後（本発明においては２段目の冷却後）のスケール厚みによって推定することができ、制御冷却後の鋼板のスケール厚みが１５μｍ以下となるように冷却直前にデスケーリングを行うことによって、所望の効果が得られることが解明された。
デスケーリングを行う場合は、２段目の冷却後のスケール厚みを１５μｍ以下とするため、鋼板表面での噴射流の衝突圧を１ＭＰａ以上として行い、その後５秒以内に１段目の冷却を行うことが望ましい。鋼板表面での噴射流の衝突圧が１ＭＰａ未満では、デスケーリングが不十分でスケールむらが生じる場合があるため、噴射流の衝突圧は１ＭＰａ以上とする。デスケーリングは高圧水を用いて行うが、鋼板表面での噴射流の衝突圧が１ＭＰａ以上であれば、他の噴射流を用いても構わない。
そして、デスケーリング後、５秒を超えてから１段目の冷却を行うと、スケールが成長して２段目の冷却後のスケール厚さが１５μｍを超えるようになるので、デスケーリング後、５秒以内に１段目の冷却を開始することが好ましい。
１５０ｋｇの高周波溶解炉にて、表１に示す組成の鋼を溶製し、厚さ１７０ｍｍまで粗圧延後、表２に示す条件にて圧延・冷却し、板厚６０ｍｍの厚鋼板を製造した。得られた鋼板の金属組織およびスケール性状を、光学顕微鏡および走査型電子顕微鏡により観察した。
金属組織観察は板厚ｔの１／４部から１０視野の断面組織写真（倍率：４００〜５００倍）を得て、画像解析装置を用いて相分率（体積分率）を測定した。また、鋼板表面を含む断面組織写真からスケール厚さを測定し、１０視野の平均値で評価した。なお、２段目の冷却が完了した後にはスケールが成長しないので、上記で観察されるスケール厚さが２段目冷却直後のスケール厚さであるとみなしてかまわない。
機械的特性は、板厚ｔの１／４部圧延直角方向から平行部１４φ×８５ｍｍ、標点間距離７０ｍｍの丸棒引張試験片を採取して引張試験を実施し、母材の強度を評価した。また、板厚ｔの１／４部圧延方向を長手方向として２ｍｍＶノッチシャルピー試験片を採取し、試験温度−４０℃での吸収エネルギーｖＥ（−４０℃）（３本平均値）を測定し、母材の靭性として評価した。
また、ビッカース硬度計で板厚方向の硬さと板幅方向の硬さを測定した。なお、板幅方向の硬さは、表面下１ｍｍ位置、板厚ｔの１／４位置、板厚ｔの１／２位置（板厚中心部）で測定したところ、いずれの鋼板も表面下１ｍｍ位置において硬さのばらつきが最大を示したので、板幅方向の硬さのばらつきは表面下１ｍｍ位置で評価した。
さらに、大入熱溶接（約４００ｋＪ／ｃｍ）のエレクトロガス溶接（ＥＧＷ）によって継手を作製した後、板厚方向の表面１ｍｍ位置（表面から鋼板内部に１ｍｍ位置）と裏面１ｍｍ位置（裏面から鋼板内部に１ｍｍ位置）について溶接熱影響部のボンド部にノッチを入れたシャルピー試験片を用いて、試験温度−４０℃での吸収エネルギー（ｖＥ−４０℃）（３本平均値）により評価した。溶接熱影響部における島状マルテンサイトの体積分率は、２段エッチング法により島状マルテンサイトを現出したのち、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）による倍率：１０００〜２０００倍の写真５枚をトレースしたうえ、それぞれ画像解析を行い、その平均値を算出することにより求めた。
表３から、本発明例Ｎｏ．１〜８ではいずれも降伏応力が３５５Ｎ／ｍｍ２以上、引張強さが４９０Ｎ／ｍｍ２以上、ｖＥ−４０℃が１００Ｊ以上、スケール厚さは３０μｍ以下、鋼板のミクロ組織は実質的にフェライトとベイナイト組織で、板厚方向の硬さのばらつきはΔＨＶ５０以下、板幅方向の硬さのばらつきはΔＨＶ５０以下となっており、鋼板内の材質均一性、母材の強度・靭性に優れることが確認された。
また、本発明鋼は、溶接熱影響部（切欠き位置：ボンド部）の吸収エネルギーｖＥ−４０℃が５０Ｊ以上であり、溶接熱影響部靭性にも優れている。特に、本発明例Ｎｏ．５は１段目の冷却前にデスケーリングを噴射流の衝突圧を２ＭＰａ、デスケーリング後、４秒で１段目の冷却を行ったので、スケール厚さが４μｍで、板厚方向、板幅方向の硬さのばらつきが小さく、材質均一性に特に優れている。
一方、製造条件の少なくとも１つまたは鋼組成が本発明範囲外の比較例であるＮｏ．９〜２５は、上記のいずれか１つ以上の特性が本発明例に対して劣っている。Ｎｏ．９〜１５は製造条件の少なくとも１つが本発明範囲外、Ｎｏ．１６〜２５は鋼組成が本発明範囲外の比較例である。
Claims (6)
- 鋼組成が、ｍａｓｓ％で、
Ｃ：０．０３０〜０．１５０％、
Ｓｉ：０．１０％以下、
Ｍｎ：１．００〜２．００％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．０００５〜０．００４０％、
Ａｌ：０．００５〜０．１００％、
Ｔｉ：０．００４〜０．０３０％、
Ｎ：０．００３５〜０．００７５％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％、
Ｏ：０．００４０％以下、
Ｃａ、Ｏ、Ｓの各含有量が、下記（１）式を満たし、残部Ｆｅおよび不可避的不純物であり、金属組織が実質的にフェライトとベイナイト組織であり、板厚方向の硬さのばらつきがビッカース硬さでΔＨＶ５０以下、板幅方向の硬さのばらつきがビッカース硬さでΔＨＶ５０以下であり、かつ溶接入熱量が３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を施したときのボンド近傍の熱影響部組織において、島状マルテンサイト体積分率が１％以下であることを特徴とする、鋼板内の材質均一性に優れた大入熱溶接用高強度鋼板。
０＜（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓ≦０．８・・・（１）
ただし、Ｃａ、Ｏ、Ｓは各成分の含有量（ｍａｓｓ％）とする。 - 鋼組成が、更に、ｍａｓｓ％で、Ｂ：０．０００３〜０．００３０、Ｖ：０．２０％以下のうちから選んだ１種または２種を含有することを特徴とする、請求項１に記載の鋼板内の材質均一性に優れた大入熱溶接用高強度鋼板。
- 鋼組成が、更に、ｍａｓｓ％で、Ｎｂ：０．０３０％以下、Ｎｉ：１．００％以下、Ｃｕ：１．００％以下、Ｃｒ：０．７０％以下、Ｍｏ：０．７０％以下、Ｗ：０．０５〜０．４０％のうちから選んだ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または請求項２に記載の鋼板内の材質均一性に優れた大入熱溶接用高強度鋼板。
- 鋼組成が、更に、ｍａｓｓ％で、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％、Ｚｒ：０．００１〜０．０２０％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０２０％のうちから選んだ１種または２種以上を含有する請求項１乃至３のいずれか一つに記載の鋼板内の材質均一性に優れた大入熱溶接用高強度鋼板。
- 請求項１乃至４のいずれか一つに記載の鋼組成を有する鋼を、９００℃以上１３００℃以下の温度に加熱し、圧延終了温度が鋼板表面温度で７００℃以上９００℃以下で熱間圧延した後、鋼板表面の温度が７００℃以上から鋼板表面での冷却速度が２０℃／ｓ以上１００℃／ｓ以下で鋼板表面温度が４００℃以上６００℃以下まで（２）式を満たす条件で１段目の冷却を行い、その後鋼板平均での冷却速度が４℃／ｓ以上で４００℃以下まで２段目の冷却を行うことを特徴とする、鋼板内の材質均一性に優れた大入熱溶接用高強度鋼板の製造方法。
３≦（７００−Ｔ）／Ｖ・・・（２）
Ｔ：１段目冷却の鋼板表面冷却停止温度（℃）、Ｖ：１段目冷却の鋼板表面での冷却速度（℃／ｓ） - 熱間圧延後、１段目の冷却を行う前に、鋼板表面での噴射流の衝突圧が１ＭＰａ以上でデスケーリングを行い、その後５秒以内に前記１段目の冷却を行うことを特徴とする、請求項５記載の鋼板内の材質均一性に優れた大入熱溶接用高強度鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2012066442A JP5910219B2 (ja) | 2012-03-23 | 2012-03-23 | 鋼板内の材質均一性に優れた大入熱溶接用高強度鋼板及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2012066442A JP5910219B2 (ja) | 2012-03-23 | 2012-03-23 | 鋼板内の材質均一性に優れた大入熱溶接用高強度鋼板及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2013194316A true JP2013194316A (ja) | 2013-09-30 |
| JP5910219B2 JP5910219B2 (ja) | 2016-04-27 |
Family
ID=49393622
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2012066442A Active JP5910219B2 (ja) | 2012-03-23 | 2012-03-23 | 鋼板内の材質均一性に優れた大入熱溶接用高強度鋼板及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP5910219B2 (ja) |
Cited By (12)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2015001759A1 (ja) * | 2013-07-04 | 2015-01-08 | 新日鐵住金株式会社 | サワー環境で使用されるラインパイプ用継目無鋼管 |
| CN104498827A (zh) * | 2014-12-29 | 2015-04-08 | 首钢总公司 | 一种355MPa级大线能量焊接用钢及其制造方法 |
| WO2016152172A1 (ja) * | 2015-03-26 | 2016-09-29 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 構造管用厚肉鋼板、構造管用厚肉鋼板の製造方法、および構造管 |
| WO2017107778A1 (zh) * | 2015-12-22 | 2017-06-29 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种大线能量焊接热影响区韧性优异的厚钢板及其制造方法 |
| CN109609841A (zh) * | 2018-12-05 | 2019-04-12 | 南阳汉冶特钢有限公司 | 一种压力容器用高强度淬火与回火合金钢板的生产方法 |
| EP3385399A4 (en) * | 2015-12-04 | 2019-05-22 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) | HEAT-TREATED STEEL PLATE WITH HIGH LIMIT LIMIT AND SUPPRESSIVE HARDNESS OF A WELD HEAT-RESISTANT ZONE AND SUPPRESSED DEGRADATION OF THE TEMPERATURE TEMPERATURE TREATMENT OF THE WELD HEAT-RESISTANT ZONE |
| JPWO2020255993A1 (ja) * | 2019-06-17 | 2020-12-24 | ||
| WO2021255855A1 (ja) * | 2020-06-17 | 2021-12-23 | 日本製鉄株式会社 | 鋼板 |
| JPWO2021255858A1 (ja) * | 2020-06-17 | 2021-12-23 | ||
| CN114729415A (zh) * | 2019-11-12 | 2022-07-08 | Lg电子株式会社 | 无取向电钢板及其制造方法 |
| JP7469617B2 (ja) | 2020-03-17 | 2024-04-17 | 日本製鉄株式会社 | 油井用電縫鋼管およびその製造方法 |
| JP7469616B2 (ja) | 2020-03-17 | 2024-04-17 | 日本製鉄株式会社 | 油井用電縫鋼管およびその製造方法 |
Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2008285703A (ja) * | 2007-05-15 | 2008-11-27 | Kobe Steel Ltd | Ｈａｚ靱性に優れた高強度低降伏比鋼板の製造方法 |
| JP2009263777A (ja) * | 2008-03-31 | 2009-11-12 | Jfe Steel Corp | 高張力鋼およびその製造方法 |
| JP2010047805A (ja) * | 2008-08-22 | 2010-03-04 | Jfe Steel Corp | 大入熱溶接部の靭性および脆性き裂伝播停止特性に優れた高強度厚鋼板およびその製造方法 |
| JP2011006772A (ja) * | 2009-05-22 | 2011-01-13 | Jfe Steel Corp | 大入熱溶接用鋼材 |
| JP2013147741A (ja) * | 2011-12-22 | 2013-08-01 | Jfe Steel Corp | 鋼板内の材質均一性に優れた大入熱溶接用高強度鋼板及びその製造方法 |
-
2012
- 2012-03-23 JP JP2012066442A patent/JP5910219B2/ja active Active
Patent Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2008285703A (ja) * | 2007-05-15 | 2008-11-27 | Kobe Steel Ltd | Ｈａｚ靱性に優れた高強度低降伏比鋼板の製造方法 |
| JP2009263777A (ja) * | 2008-03-31 | 2009-11-12 | Jfe Steel Corp | 高張力鋼およびその製造方法 |
| JP2010047805A (ja) * | 2008-08-22 | 2010-03-04 | Jfe Steel Corp | 大入熱溶接部の靭性および脆性き裂伝播停止特性に優れた高強度厚鋼板およびその製造方法 |
| JP2011006772A (ja) * | 2009-05-22 | 2011-01-13 | Jfe Steel Corp | 大入熱溶接用鋼材 |
| JP2013147741A (ja) * | 2011-12-22 | 2013-08-01 | Jfe Steel Corp | 鋼板内の材質均一性に優れた大入熱溶接用高強度鋼板及びその製造方法 |
Cited By (26)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2015001759A1 (ja) * | 2013-07-04 | 2015-01-08 | 新日鐵住金株式会社 | サワー環境で使用されるラインパイプ用継目無鋼管 |
| CN104498827A (zh) * | 2014-12-29 | 2015-04-08 | 首钢总公司 | 一种355MPa级大线能量焊接用钢及其制造方法 |
| KR102032105B1 (ko) * | 2015-03-26 | 2019-10-15 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 구조관용 후육 강판, 구조관용 후육 강판의 제조 방법, 및 구조관 |
| WO2016152172A1 (ja) * | 2015-03-26 | 2016-09-29 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 構造管用厚肉鋼板、構造管用厚肉鋼板の製造方法、および構造管 |
| JPWO2016152172A1 (ja) * | 2015-03-26 | 2017-06-15 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 構造管用厚肉鋼板、構造管用厚肉鋼板の製造方法、および構造管 |
| KR20170128574A (ko) * | 2015-03-26 | 2017-11-22 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 구조관용 후육 강판, 구조관용 후육 강판의 제조 방법, 및 구조관 |
| CN107406948A (zh) * | 2015-03-26 | 2017-11-28 | 杰富意钢铁株式会社 | 结构管用厚壁钢板、结构管用厚壁钢板的制造方法和结构管 |
| EP3276026A4 (en) * | 2015-03-26 | 2018-04-18 | JFE Steel Corporation | Thick steel sheet for structural pipe, method for manufacturing thick steel sheet for structural pipe, and structural pipe |
| US10767250B2 (en) | 2015-03-26 | 2020-09-08 | Jfe Steel Corporation | Thick steel plate for structural pipes or tubes, method of producing thick steel plate for structural pipes or tubes, and structural pipes and tubes |
| EP3385399A4 (en) * | 2015-12-04 | 2019-05-22 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) | HEAT-TREATED STEEL PLATE WITH HIGH LIMIT LIMIT AND SUPPRESSIVE HARDNESS OF A WELD HEAT-RESISTANT ZONE AND SUPPRESSED DEGRADATION OF THE TEMPERATURE TEMPERATURE TREATMENT OF THE WELD HEAT-RESISTANT ZONE |
| US10837089B2 (en) | 2015-12-22 | 2020-11-17 | Baoshan Iron & Steel Co., Ltd. | Thick steel plate for high heat input welding and having great heat-affected area toughness and manufacturing method therefor |
| WO2017107778A1 (zh) * | 2015-12-22 | 2017-06-29 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种大线能量焊接热影响区韧性优异的厚钢板及其制造方法 |
| CN109609841A (zh) * | 2018-12-05 | 2019-04-12 | 南阳汉冶特钢有限公司 | 一种压力容器用高强度淬火与回火合金钢板的生产方法 |
| JP7243826B2 (ja) | 2019-06-17 | 2023-03-22 | 日本製鉄株式会社 | 鋼板 |
| WO2020255993A1 (ja) * | 2019-06-17 | 2020-12-24 | 日本製鉄株式会社 | 鋼板 |
| JPWO2020255993A1 (ja) * | 2019-06-17 | 2020-12-24 | ||
| CN114729415A (zh) * | 2019-11-12 | 2022-07-08 | Lg电子株式会社 | 无取向电钢板及其制造方法 |
| CN114729415B (zh) * | 2019-11-12 | 2024-02-13 | Lg电子株式会社 | 无取向电钢板及其制造方法 |
| JP7469617B2 (ja) | 2020-03-17 | 2024-04-17 | 日本製鉄株式会社 | 油井用電縫鋼管およびその製造方法 |
| JP7469616B2 (ja) | 2020-03-17 | 2024-04-17 | 日本製鉄株式会社 | 油井用電縫鋼管およびその製造方法 |
| WO2021255855A1 (ja) * | 2020-06-17 | 2021-12-23 | 日本製鉄株式会社 | 鋼板 |
| JPWO2021255858A1 (ja) * | 2020-06-17 | 2021-12-23 | ||
| JPWO2021255855A1 (ja) * | 2020-06-17 | 2021-12-23 | ||
| WO2021255858A1 (ja) * | 2020-06-17 | 2021-12-23 | 日本製鉄株式会社 | 鋼板 |
| JP7410437B2 (ja) | 2020-06-17 | 2024-01-10 | 日本製鉄株式会社 | 鋼板 |
| JP7410438B2 (ja) | 2020-06-17 | 2024-01-10 | 日本製鉄株式会社 | 鋼板 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP5910219B2 (ja) | 2016-04-27 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5910219B2 (ja) | 鋼板内の材質均一性に優れた大入熱溶接用高強度鋼板及びその製造方法 | |
| JP5867381B2 (ja) | 鋼板内の材質均一性に優れた大入熱溶接用高強度鋼板及びその製造方法 | |
| JP5076658B2 (ja) | 大入熱溶接用鋼材 | |
| JP5162382B2 (ja) | 低降伏比高靭性厚鋼板 | |
| KR101386042B1 (ko) | 대입열 용접용 강재 | |
| JP2013091845A (ja) | 溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板およびその製造方法 | |
| JP4897126B2 (ja) | 厚鋼板の製造方法 | |
| JP2012207237A (ja) | 多層盛溶接部の靭性に優れた降伏強さ５００ＭＰａ級厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP6451871B2 (ja) | 大入熱溶接用鋼材 | |
| WO2014175122A1 (ja) | Ｈ形鋼及びその製造方法 | |
| WO2016157863A1 (ja) | 高強度・高靭性鋼板およびその製造方法 | |
| JP2005264208A (ja) | 耐震性に優れた低降伏比ｈ形鋼およびその製造方法 | |
| JP2007138271A (ja) | 溶接熱影響部の靭性に優れた高降伏比高張力鋼板 | |
| JP5276871B2 (ja) | 溶接熱影響部の靭性に優れた低降伏比厚鋼板 | |
| JP4878219B2 (ja) | Ｈａｚ靱性に優れ、溶接後熱処理による強度低下が小さい鋼板 | |
| JP2020172707A (ja) | Ｈ形鋼およびその製造方法 | |
| WO2023276516A1 (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP2007211278A (ja) | 耐火厚鋼板及びその製造方法 | |
| JP2010168644A (ja) | 溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板 | |
| JP5966907B2 (ja) | 大入熱溶接用鋼材 | |
| JP5668668B2 (ja) | 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材並びに溶接継手、溶接継手の製造方法 | |
| JP2006118007A (ja) | 溶接熱影響部の靭性に優れた高強度鋼材 | |
| EP3128024B1 (en) | Welded joint | |
| JP2013049894A (ja) | 高靭性大入熱溶接用鋼およびその製造方法 | |
| JP2016117932A (ja) | 圧延ｈ形鋼及びその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20150123 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20151014 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20151104 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20151221 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20160301 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20160314 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 5910219 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |