JP2015040322A - 厚鋼板およびその製造方法 - Google Patents
厚鋼板およびその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP2015040322A JP2015040322A JP2013171491A JP2013171491A JP2015040322A JP 2015040322 A JP2015040322 A JP 2015040322A JP 2013171491 A JP2013171491 A JP 2013171491A JP 2013171491 A JP2013171491 A JP 2013171491A JP 2015040322 A JP2015040322 A JP 2015040322A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- steel plate
- thick steel
- chemical composition
- toughness
- 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
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
【課題】625MPa以上の引張強度を有すると共に、伸びおよび靱性に優れる厚鋼板を提供する。
【解決手段】化学組成が、質量％で、Ｃ:0.03〜0.18％、Si:0.01〜1.0％、Mn:0.5〜2.0％、sol.Al:0.001〜0.1％、Cu:0〜1.0％、Ni:0〜1.0％、Cr:0〜1.0％、Mo:0〜1.0％、Ｖ:0〜0.1％、Nb:0〜0.1％、Ti:0〜0.1％、Ｂ：0〜0.01％、Ca:0〜0.01％、REM:0〜0.02％、Mg:0〜0.01％、Zr:0〜0.1％、残部Feおよび不純物であり、不純物中のＰ、Ｓ、ＮおよびＯは、Ｐ:0.02％以下、Ｓ:0.01％以下、Ｎ:0.01％以下およびＯ:0.005％以下であり、
板厚の1/4厚におけるミクロ組織が軟質組織と硬質組織の複合組織であって、軟質組織の面積率が70％未満、かつ、平均粒径が10μm未満であり、硬質組織の短軸方向の平均長さが5μm未満、かつ、平均アスペクト比が10未満である厚鋼板。
【選択図】 なし
【解決手段】化学組成が、質量％で、Ｃ:0.03〜0.18％、Si:0.01〜1.0％、Mn:0.5〜2.0％、sol.Al:0.001〜0.1％、Cu:0〜1.0％、Ni:0〜1.0％、Cr:0〜1.0％、Mo:0〜1.0％、Ｖ:0〜0.1％、Nb:0〜0.1％、Ti:0〜0.1％、Ｂ：0〜0.01％、Ca:0〜0.01％、REM:0〜0.02％、Mg:0〜0.01％、Zr:0〜0.1％、残部Feおよび不純物であり、不純物中のＰ、Ｓ、ＮおよびＯは、Ｐ:0.02％以下、Ｓ:0.01％以下、Ｎ:0.01％以下およびＯ:0.005％以下であり、
板厚の1/4厚におけるミクロ組織が軟質組織と硬質組織の複合組織であって、軟質組織の面積率が70％未満、かつ、平均粒径が10μm未満であり、硬質組織の短軸方向の平均長さが5μm未満、かつ、平均アスペクト比が10未満である厚鋼板。
【選択図】 なし
Description
本発明は、厚鋼板およびその製造方法に係り、特に、引張強度、伸びおよび靭性に優れる硬質組織微細分散型の複合組織を有する厚鋼板およびその製造方法に関する。
厚鋼板製品の性能およびそれに関する製造技術はこれまで著しい進歩を遂げてきた。そして、製品のさらなる特性向上、そして高品質の製品を安定的に製造可能な技術に対するニーズがますます高まっている。例えば、６２５ＭＰａ以上の引張強度を有するＸ８０グレードのラインパイプ用厚鋼板においては、さらに良好な伸びおよび靱性を付与することが望まれている。
強度と伸びとを共に高める方法として、ミクロ組織を軟質組織と硬質組織との複合組織にする方法が知られている。特に、自動車に使用される薄板等用の複合組織鋼板（いわゆる、ＤＰ鋼）については、これまで様々な研究がなされてきた。また、厚鋼板においても軟質−硬質複合組織を利用して機械的特性を高める技術の開発がなされている。
例えば、特許文献１には、耐疲労亀裂伝播特性に優れる鋼材およびその製造方法に関する技術が開示されており、化学成分、硬質組織の平均アスペクト比、サイズ等を所定の範囲とすることにより、良好な耐疲労亀裂伝播特性が得られるとされている。
また、特許文献２には、応力除去焼鈍（ＳＲ）後の溶接部靭性に優れた低降伏比耐ＨＩＣ溶接鋼管およびその製造方法に関する技術が開示されている。特許文献２によれば、化学成分に加えて、組織のアスペクト比、体積率、硬度差等を所定の範囲とすることにより、ＳＲ後の溶接部靭性に優れた低降伏比耐ＨＩＣ溶接鋼管が得られるとされている。
しかしながら、特許文献１で開示された条件で得られる硬質組織のサイズは比較的粗大であるため、強度、延性または靱性が不足する場合があるという問題がある。また、特許文献２で開示された条件で得られる鋼材の引張強度は５７０ＭＰａ未満と低く、強度の面で問題がある。
本発明は、６２５ＭＰａ以上の引張強度を有すると共に、伸びおよび靱性に優れる厚鋼板を提供することを目的とする。
本発明者らは、上記の厚鋼板を得るためのミクロ組織および製造条件を明らかにするために鋭意検討を行った結果、以下の知見を得るに至った。
（ａ）鋼板のミクロ組織を軟質組織と硬質組織とからなる複合組織とするだけでなく、微細な硬質組織を分散させることによって、強度、延性および靱性のバランスを向上させることが可能となる。
（ｂ）一般に、組織の微細化は、強度および靱性を改善する上で有効であることが知られている。また、硬質組織を微細分散化させることによって伸びが改善する理由としては、以下のように推定される。マクロ的に同じ歪量を与える場合、硬質組織が粗大なバンド状であるより、細かく分散していた方が、軟質組織への局所的な歪集中が少なく、ボイドが生成しにくい。そのため、微細分散化された硬質組織を有する鋼板は、特に局部伸びが向上すると共に、全伸びも向上する。
（ｃ）複合組織は、相変態中の冷却速度を多段制御することによって得ることができる。すなわち、相変態の初期は比較的小さい冷却速度として軟質組織であるフェライトを生成させ、その生成途中から比較的大きい冷却速度としてベイナイト、マルテンサイト等の硬質組織を生成させる。
（ｄ）軟質組織を得るために相変態温度域の初期を空冷してフェライト変態させると、冷却速度が遅いためにフェライト粒径が粗大となる。また凝固偏析の影響が強く顕れるので硬質組織が大きくなり易い。一方、相変態温度域の初期の冷却速度を空冷よりも大きくすることにより、フェライト粒を細粒化させ、さらに硬質組織を微細分散させることが可能となる。
本発明は、上記の知見を基礎としてなされたものであり、下記の厚鋼板およびその製造方法を要旨とする。
（１）化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１８％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｃｕ：０〜１．０％、Ｎｉ：０〜１．０％、Ｃｒ：０〜１．０％、Ｍｏ：０〜１．０％、Ｖ：０〜０．１％、Ｎｂ：０〜０．１％、Ｔｉ：０〜０．１％、Ｂ：０〜０．０１％、Ｃａ：０〜０．０１％、ＲＥＭ：０〜０．０２％、Ｍｇ：０〜０．０１％、Ｚｒ：０〜０．１％、残部Ｆｅおよび不純物であり、不純物中のＰ、Ｓ、ＮおよびＯは、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下およびＯ：０．００５％以下であり、
板厚の１／４厚におけるミクロ組織が軟質組織と硬質組織の複合組織であって、該軟質組織の面積率が７０％未満、かつ、平均粒径が１０μｍ未満であり、該硬質組織の短軸方向の平均長さが５μｍ未満、かつ、平均アスペクト比が１０未満である厚鋼板。
板厚の１／４厚におけるミクロ組織が軟質組織と硬質組織の複合組織であって、該軟質組織の面積率が７０％未満、かつ、平均粒径が１０μｍ未満であり、該硬質組織の短軸方向の平均長さが５μｍ未満、かつ、平均アスペクト比が１０未満である厚鋼板。
（２）前記化学組成が、質量％で、Ｃｕ：０．１〜１．０％、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｃｒ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｖ：０．０１〜０．１％およびＮｂ：０．００５〜０．１％から選択される１種以上を含有する上記（１）に記載の厚鋼板。
（３）前記化学組成が、質量％で、Ｔｉ：０．００１〜０．１％を含有する上記（１）または（２）に記載の厚鋼板。
（４）前記化学組成が、質量％で、Ｂ：０．０００３〜０．０１％を含有する上記（１）から（３）までのいずれかに記載の厚鋼板。
（５）前記化学組成が、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０２％およびＭｇ：０．０００５〜０．０１％から選択される１種以上を含有する上記（１）から（４）までのいずれかに記載の厚鋼板。
（６）前記化学組成が、質量％で、Ｚｒ：０．００５〜０．１％を含有する上記（１）から（５）までのいずれかに記載の厚鋼板。
（７）前記化学組成において、下記（ｉ）式で定義されるＣｅｑＬの値が０．３７超である上記（１）から（６）までのいずれかに記載の厚鋼板。
ＣｅｑＬ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ ・・・（ｉ）
但し、式中の各元素記号は、鋼板中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。
ＣｅｑＬ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ ・・・（ｉ）
但し、式中の各元素記号は、鋼板中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。
（８）熱間圧延後の鋼板の板厚が６〜４０ｍｍである上記（１）から（７）までのいずれかに記載の厚鋼板。
（９）上記（１）から（７）までのいずれかに記載される化学組成を有する鋼を加熱し、熱間圧延を行って鋼板に成形する熱間圧延工程と、
該鋼板を１℃／ｓ以上１０℃／ｓ未満の平均冷却速度で冷却を行う第１冷却工程と、
その後、１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で、６００℃以上の開始温度から５５０℃以下の終了温度まで冷却を行う第２冷却工程とを備える厚鋼板の製造方法。
該鋼板を１℃／ｓ以上１０℃／ｓ未満の平均冷却速度で冷却を行う第１冷却工程と、
その後、１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で、６００℃以上の開始温度から５５０℃以下の終了温度まで冷却を行う第２冷却工程とを備える厚鋼板の製造方法。
本発明の厚鋼板は、引張強度、伸びおよび靭性に優れるため、ラインパイプ、建築構造物、タンク、その他、厚鋼板の各種用途に好適である。
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。
（Ａ）化学組成について
各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。
各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。
Ｃ：０．０３〜０．１８％
Ｃは、鋼の強度を高めるために必要な元素である。Ｃの含有量が０．０３％未満では所望の強度が得られない。一方、０．１８％を超えると伸びおよび靭性が劣化する。したがって、Ｃ含有量を０．０３〜０．１８％とする必要がある。Ｃ含有量は０．０５％以上とすることが望ましい。また、Ｃ含有量は０．１５％以下とすることが望ましく、０．１２％以下とすることがより望ましく、０．０９％以下とすることがさらに望ましい。
Ｃは、鋼の強度を高めるために必要な元素である。Ｃの含有量が０．０３％未満では所望の強度が得られない。一方、０．１８％を超えると伸びおよび靭性が劣化する。したがって、Ｃ含有量を０．０３〜０．１８％とする必要がある。Ｃ含有量は０．０５％以上とすることが望ましい。また、Ｃ含有量は０．１５％以下とすることが望ましく、０．１２％以下とすることがより望ましく、０．０９％以下とすることがさらに望ましい。
Ｓｉ：０．０１〜１．０％
Ｓｉは、製鋼における脱酸元素として有効であると共に、強度を高める効果を有する元素である。その効果を得るためには、Ｓｉを０．０１％以上含有させる必要がある。しかし、Ｓｉを過剰に含有させると靱性が劣化するため、１．０％以下に限定する。Ｓｉ含有量は０．０５％以上とすることが望ましい。また、Ｓｉ含有量は０．７％以下とすることが望ましく、０．４％以下とすることがより望ましい。
Ｓｉは、製鋼における脱酸元素として有効であると共に、強度を高める効果を有する元素である。その効果を得るためには、Ｓｉを０．０１％以上含有させる必要がある。しかし、Ｓｉを過剰に含有させると靱性が劣化するため、１．０％以下に限定する。Ｓｉ含有量は０．０５％以上とすることが望ましい。また、Ｓｉ含有量は０．７％以下とすることが望ましく、０．４％以下とすることがより望ましい。
Ｍｎ：０．５〜２．０％
Ｍｎは、鋼の強度を高める作用を有する元素である。その含有量が０．５％未満ではその効果が十分ではない。一方、２．０％を超えて含有させると、伸びおよび靭性が劣化する。したがって、Ｍｎ含有量を０．５〜２．０％とする必要がある。Ｍｎ含有量は１．０％以上とすることが望ましく、１．８％以下とすることが望ましい。
Ｍｎは、鋼の強度を高める作用を有する元素である。その含有量が０．５％未満ではその効果が十分ではない。一方、２．０％を超えて含有させると、伸びおよび靭性が劣化する。したがって、Ｍｎ含有量を０．５〜２．０％とする必要がある。Ｍｎ含有量は１．０％以上とすることが望ましく、１．８％以下とすることが望ましい。
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜０．１％
Ａｌは、Ｓｉと同様に脱酸に有効な元素である。そのため、ｓｏｌ．Ａｌ（「酸可溶Ａｌ」）として０．００１％以上含有させる必要がある。一方、その含有量が０．１％を超えると靱性を劣化させるため、上限を０．１％とする。ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．０１％以上とすることが望ましく、０．０６％以下とすることが望ましい。
Ａｌは、Ｓｉと同様に脱酸に有効な元素である。そのため、ｓｏｌ．Ａｌ（「酸可溶Ａｌ」）として０．００１％以上含有させる必要がある。一方、その含有量が０．１％を超えると靱性を劣化させるため、上限を０．１％とする。ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．０１％以上とすることが望ましく、０．０６％以下とすることが望ましい。
Ｃｕ：０〜１．０％
Ｃｕは、強度上昇に有効な元素であるので、必要に応じて含有させても良い。しかし、Ｃｕを過剰に含有させると、靭性を劣化させる可能性がある。したがって、含有させる場合のＣｕ含有量は１．０％以下とする。一方、上記の効果を得るためには、Ｃｕ含有量は０．１％以上であるのが望ましい。
Ｃｕは、強度上昇に有効な元素であるので、必要に応じて含有させても良い。しかし、Ｃｕを過剰に含有させると、靭性を劣化させる可能性がある。したがって、含有させる場合のＣｕ含有量は１．０％以下とする。一方、上記の効果を得るためには、Ｃｕ含有量は０．１％以上であるのが望ましい。
Ｎｉ：０〜１．０％
Ｎｉは、強度上昇に有効であると共に、靱性を改善する効果を有する元素である。そのため、必要に応じてＮｉを含有させても良い。しかし、Ｎｉを過剰に含有させると、伸びが低下する場合がある。したがって、含有させる場合のＮｉ含有量は１．０％以下とする。一方、上記の効果を得るためには、Ｎｉ含有量は０．１％以上であるのが望ましい。
Ｎｉは、強度上昇に有効であると共に、靱性を改善する効果を有する元素である。そのため、必要に応じてＮｉを含有させても良い。しかし、Ｎｉを過剰に含有させると、伸びが低下する場合がある。したがって、含有させる場合のＮｉ含有量は１．０％以下とする。一方、上記の効果を得るためには、Ｎｉ含有量は０．１％以上であるのが望ましい。
Ｃｒ：０〜１．０％
Ｃｒは、強度上昇に有効な元素であるので、必要に応じて含有させても良い。しかし、Ｃｒを過剰に含有させると、靭性を劣化させる可能性がある。したがって、含有させる場合のＣｒ含有量は１．０％以下とする。一方、上記の効果を得るためには、Ｃｒ含有量は０．１％以上であるのが望ましい。
Ｃｒは、強度上昇に有効な元素であるので、必要に応じて含有させても良い。しかし、Ｃｒを過剰に含有させると、靭性を劣化させる可能性がある。したがって、含有させる場合のＣｒ含有量は１．０％以下とする。一方、上記の効果を得るためには、Ｃｒ含有量は０．１％以上であるのが望ましい。
Ｍｏ：０〜１．０％
Ｍｏは、強度上昇に有効な元素であるので、必要に応じて含有させても良い。しかし、Ｍｏを過剰に含有させると、靭性を劣化させる可能性がある。したがって、含有させる場合のＭｏ含有量は１．０％以下とする。一方、上記の効果を得るためには、Ｍｏ含有量は０．０５％以上であるのが望ましい。
Ｍｏは、強度上昇に有効な元素であるので、必要に応じて含有させても良い。しかし、Ｍｏを過剰に含有させると、靭性を劣化させる可能性がある。したがって、含有させる場合のＭｏ含有量は１．０％以下とする。一方、上記の効果を得るためには、Ｍｏ含有量は０．０５％以上であるのが望ましい。
Ｖ：０〜０．１％
Ｖは、強度上昇に有効な元素であるので、必要に応じて含有させても良い。しかし、Ｖを過剰に含有させると、靭性を劣化させる可能性がある。したがって、含有させる場合のＶ含有量は０．１％以下とする。一方、上記の効果を得るためには、Ｖ含有量は０．０１％以上であるのが望ましい。
Ｖは、強度上昇に有効な元素であるので、必要に応じて含有させても良い。しかし、Ｖを過剰に含有させると、靭性を劣化させる可能性がある。したがって、含有させる場合のＶ含有量は０．１％以下とする。一方、上記の効果を得るためには、Ｖ含有量は０．０１％以上であるのが望ましい。
Ｎｂ：０〜０．１％
Ｎｂは、強度上昇に有効であると共に、靱性を改善する効果を有する元素である。そのため、必要に応じてＮｂを含有させても良い。しかし、Ｎｂを過剰に含有させると、かえって靭性を劣化させる場合がある。したがって、含有させる場合のＮｂ含有量は０．１％以下とする。一方、上記の効果を得るためには、Ｎｂ含有量は０．００５％以上であるのが望ましい。
Ｎｂは、強度上昇に有効であると共に、靱性を改善する効果を有する元素である。そのため、必要に応じてＮｂを含有させても良い。しかし、Ｎｂを過剰に含有させると、かえって靭性を劣化させる場合がある。したがって、含有させる場合のＮｂ含有量は０．１％以下とする。一方、上記の効果を得るためには、Ｎｂ含有量は０．００５％以上であるのが望ましい。
Ｔｉ：０〜０．１％
Ｔｉは、Ｎと結合してＴｉＮを形成することで靱性を改善する効果を有する元素である。そのため、必要に応じてＴｉを含有させても良い。しかし、Ｔｉを過剰に含有させると、ＴｉＣの析出物が多量に生成し、靱性が大幅に劣化する可能性がある。したがって、含有させる場合のＴｉ含有量は０．１％以下とする。Ｔｉ含有量は０．０３％以下であるのが望ましい。一方、上記の効果を得るためには、Ｔｉ含有量は０．００１％以上であるのが望ましい。
Ｔｉは、Ｎと結合してＴｉＮを形成することで靱性を改善する効果を有する元素である。そのため、必要に応じてＴｉを含有させても良い。しかし、Ｔｉを過剰に含有させると、ＴｉＣの析出物が多量に生成し、靱性が大幅に劣化する可能性がある。したがって、含有させる場合のＴｉ含有量は０．１％以下とする。Ｔｉ含有量は０．０３％以下であるのが望ましい。一方、上記の効果を得るためには、Ｔｉ含有量は０．００１％以上であるのが望ましい。
Ｂ：０〜０．０１％
Ｂは、焼入れ性を向上させて強度を高める作用を有する元素である。そのため、必要に応じてＢを含有させても良い。しかし、Ｂを過剰に含有させると、靭性を劣化させる可能性がある。したがって、含有させる場合のＢ含有量は０．０１％以下とする。一方、上記の効果を得るためには、Ｂ含有量は０．０００３％以上であるのが望ましい。
Ｂは、焼入れ性を向上させて強度を高める作用を有する元素である。そのため、必要に応じてＢを含有させても良い。しかし、Ｂを過剰に含有させると、靭性を劣化させる可能性がある。したがって、含有させる場合のＢ含有量は０．０１％以下とする。一方、上記の効果を得るためには、Ｂ含有量は０．０００３％以上であるのが望ましい。
Ｃａ：０〜０．０１％
Ｃａは、硫化物（特にＭｎＳ）の形態を制御し、靱性を向上させるのに有効な元素である。そのため、必要に応じてＣａを含有させても良い。しかし、Ｃａを過剰に含有させると、靱性に悪影響を及ぼす場合がある。したがって、含有させる場合のＣａ含有量は０．０１％以下とする。Ｃａ含有量は０．００５％以下であるのが望ましい。一方、上記の効果を得るためには、Ｃａ含有量は０．０００５％以上であるのが望ましい。
Ｃａは、硫化物（特にＭｎＳ）の形態を制御し、靱性を向上させるのに有効な元素である。そのため、必要に応じてＣａを含有させても良い。しかし、Ｃａを過剰に含有させると、靱性に悪影響を及ぼす場合がある。したがって、含有させる場合のＣａ含有量は０．０１％以下とする。Ｃａ含有量は０．００５％以下であるのが望ましい。一方、上記の効果を得るためには、Ｃａ含有量は０．０００５％以上であるのが望ましい。
ＲＥＭ：０〜０．０２％
ＲＥＭは、硫化物（特にＭｎＳ）の形態を制御し、靱性を向上させるのに有効な元素である。そのため、必要に応じてＲＥＭを含有させても良い。しかし、ＲＥＭを過剰に含有させると、靱性に悪影響を及ぼす場合がある。したがって、含有させる場合のＲＥＭ含有量は０．０２％以下とする。ＲＥＭ含有量は０．０１％以下であるのが望ましい。一方、上記の効果を得るためには、ＲＥＭ含有量は０．００１％以上であるのが望ましい。なお、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素の総称であり、これらの元素から選択される１種以上を含有させることができる。ＲＥＭの含有量は上記元素の合計量を意味する。
ＲＥＭは、硫化物（特にＭｎＳ）の形態を制御し、靱性を向上させるのに有効な元素である。そのため、必要に応じてＲＥＭを含有させても良い。しかし、ＲＥＭを過剰に含有させると、靱性に悪影響を及ぼす場合がある。したがって、含有させる場合のＲＥＭ含有量は０．０２％以下とする。ＲＥＭ含有量は０．０１％以下であるのが望ましい。一方、上記の効果を得るためには、ＲＥＭ含有量は０．００１％以上であるのが望ましい。なお、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素の総称であり、これらの元素から選択される１種以上を含有させることができる。ＲＥＭの含有量は上記元素の合計量を意味する。
Ｍｇ：０〜０．０１％
Ｍｇは、微細に分散した酸化物を形成し、特に溶接熱影響部のオーステナイト粒径の粗大化を抑制して靭性を向上させるのに有効な元素である。そのため、必要に応じてＭｇを含有させても良い。しかし、Ｍｇを過剰に含有させると、靱性に悪影響を及ぼす場合がある。したがって、含有させる場合のＭｇ含有量は０．０１％以下とする。Ｍｇ含有量は０．００５％以下であるのが望ましい。一方、上記の効果を得るためには、Ｍｇ含有量は０．０００５％以上であるのが望ましい。
Ｍｇは、微細に分散した酸化物を形成し、特に溶接熱影響部のオーステナイト粒径の粗大化を抑制して靭性を向上させるのに有効な元素である。そのため、必要に応じてＭｇを含有させても良い。しかし、Ｍｇを過剰に含有させると、靱性に悪影響を及ぼす場合がある。したがって、含有させる場合のＭｇ含有量は０．０１％以下とする。Ｍｇ含有量は０．００５％以下であるのが望ましい。一方、上記の効果を得るためには、Ｍｇ含有量は０．０００５％以上であるのが望ましい。
Ｚｒ：０〜０．１％
Ｚｒは酸化物や窒化物を形成し、溶接熱影響部のオーステナイト粒の粗大化を抑制し、靭性を改善する効果を有する元素である。そのため、必要に応じてＺｒを含有させても良い。しかし、Ｚｒを過剰に含有させると、析出物が多くなりすぎて靭性低下を招くおそれがある。したがって、含有させる場合のＺｒ含有量は０．１％以下とする。一方、上記の効果を得るためには、Ｚｒ含有量は０．００５％以上であるのが望ましい。
Ｚｒは酸化物や窒化物を形成し、溶接熱影響部のオーステナイト粒の粗大化を抑制し、靭性を改善する効果を有する元素である。そのため、必要に応じてＺｒを含有させても良い。しかし、Ｚｒを過剰に含有させると、析出物が多くなりすぎて靭性低下を招くおそれがある。したがって、含有させる場合のＺｒ含有量は０．１％以下とする。一方、上記の効果を得るためには、Ｚｒ含有量は０．００５％以上であるのが望ましい。
本発明の厚鋼板は、上記のＣからＺｒまでの元素と、残部Ｆｅおよび不純物とからなる化学組成を有する。
ここで「不純物」とは、鋼を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
以下、不純物中のＰ、Ｓ、ＮおよびＯについて説明する。
Ｐ：０．０２％以下
Ｐは、不純物元素であり、その含有量が０．０２％を超えると靭性を著しく劣化させるため、０．０２％以下に限定する。Ｐ含有量はできるだけ少ない方が望ましく、０．０１％以下であることが望ましい。
Ｐは、不純物元素であり、その含有量が０．０２％を超えると靭性を著しく劣化させるため、０．０２％以下に限定する。Ｐ含有量はできるだけ少ない方が望ましく、０．０１％以下であることが望ましい。
Ｓ：０．０１％以下
Ｓは、Ｐと同様に不純物元素であり、その含有量が０．０１％を超えると靭性を著しく劣化させるため、０．０１％以下に限定する。Ｓ含有量はできるだけ少ない方が望ましく、０．００５％以下であることが望ましい。
Ｓは、Ｐと同様に不純物元素であり、その含有量が０．０１％を超えると靭性を著しく劣化させるため、０．０１％以下に限定する。Ｓ含有量はできるだけ少ない方が望ましく、０．００５％以下であることが望ましい。
Ｎ：０．０１％以下
Ｎも、ＰおよびＳと同様に不純物元素であり、その含有量が０．０１％を超えると靭性を著しく劣化させるため、０．０１％以下に限定する。Ｎ含有量はできるだけ少ない方が望ましく、０．００６％以下であることが望ましい。
Ｎも、ＰおよびＳと同様に不純物元素であり、その含有量が０．０１％を超えると靭性を著しく劣化させるため、０．０１％以下に限定する。Ｎ含有量はできるだけ少ない方が望ましく、０．００６％以下であることが望ましい。
Ｏ：０．００５％以下
Ｏも、Ｐ、ＳおよびＮと同様に不純物元素であり、その含有量が過剰であると靱性を悪化させる。そのため、Ｏ含有量は０．００５％以下に限定する。Ｏ含有量は０．００３％以下であるのが望ましく、０．００２％以下であるのがより望ましい。
Ｏも、Ｐ、ＳおよびＮと同様に不純物元素であり、その含有量が過剰であると靱性を悪化させる。そのため、Ｏ含有量は０．００５％以下に限定する。Ｏ含有量は０．００３％以下であるのが望ましく、０．００２％以下であるのがより望ましい。
ＣｅｑＬ：０．３７超
ＣｅｑＬは炭素当量を意味し、下記（ｉ）式で定義される。ＣｅｑＬの値を大きくすることは強度上昇に寄与する。したがって、ＣｅｑＬの値は０．３７超とすることが望ましい。一方、ＣｅｑＬの値が過剰であると靭性を劣化させる可能性があるため、０．５０以下とすることが望ましく、０．４４以下とすることがより望ましい。
ＣｅｑＬ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ ・・・（ｉ）
但し、式中の各元素記号は、鋼板中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。
ＣｅｑＬは炭素当量を意味し、下記（ｉ）式で定義される。ＣｅｑＬの値を大きくすることは強度上昇に寄与する。したがって、ＣｅｑＬの値は０．３７超とすることが望ましい。一方、ＣｅｑＬの値が過剰であると靭性を劣化させる可能性があるため、０．５０以下とすることが望ましく、０．４４以下とすることがより望ましい。
ＣｅｑＬ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ ・・・（ｉ）
但し、式中の各元素記号は、鋼板中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。
（Ｂ）ミクロ組織について
本発明に係る厚鋼板は、板厚の１／４厚におけるミクロ組織が、軟質組織と硬質組織との複合組織からなるものである。なお、軟質組織はフェライトからなる組織であることが望ましく、硬質組織はパーライト、ベイナイト、マルテンサイトおよびＭＡ（Martensite-Austenite constituent）から選択される１種以上からなる組織であることが望ましい。
本発明に係る厚鋼板は、板厚の１／４厚におけるミクロ組織が、軟質組織と硬質組織との複合組織からなるものである。なお、軟質組織はフェライトからなる組織であることが望ましく、硬質組織はパーライト、ベイナイト、マルテンサイトおよびＭＡ（Martensite-Austenite constituent）から選択される１種以上からなる組織であることが望ましい。
軟質組織の面積率：７０％未満
本発明において、６２５ＭＰａ以上の引張強度を有する厚鋼板を得るためには、軟質組織の面積率を７０％未満とすることが必要である。軟質組織の面積率は５０％未満であるのが望ましい。
本発明において、６２５ＭＰａ以上の引張強度を有する厚鋼板を得るためには、軟質組織の面積率を７０％未満とすることが必要である。軟質組織の面積率は５０％未満であるのが望ましい。
軟質組織の平均粒径：１０μｍ未満
良好な靭性を有する厚鋼板を得るためには、軟質組織の平均粒径を１０μｍ未満とする必要がある。軟質組織の平均粒径は５μｍ未満であるのが望ましい。ここで平均粒径とは、ＡＳＴＭ−Ｅ１１２に準拠して求めたＡＳＴＭ公称粒径を意味する。なお、ＡＳＴＭ公称粒径は、平均粒切片を１．１３倍することにより算出することができる。
良好な靭性を有する厚鋼板を得るためには、軟質組織の平均粒径を１０μｍ未満とする必要がある。軟質組織の平均粒径は５μｍ未満であるのが望ましい。ここで平均粒径とは、ＡＳＴＭ−Ｅ１１２に準拠して求めたＡＳＴＭ公称粒径を意味する。なお、ＡＳＴＭ公称粒径は、平均粒切片を１．１３倍することにより算出することができる。
軟質組織の最大切片：２０μｍ未満
良好な靭性を有する厚鋼板を得るためには、軟質組織の最大切片を２０μｍ未満とすることが望ましい。軟質組織の最大切片は１０μｍ未満であるのがより望ましい。
良好な靭性を有する厚鋼板を得るためには、軟質組織の最大切片を２０μｍ未満とすることが望ましい。軟質組織の最大切片は１０μｍ未満であるのがより望ましい。
硬質組織の短軸方向の平均長さ：５μｍ未満
上述のように、鋼板のミクロ組織を硬質組織微細分散型の複合組織とすることで、強度、延性および靱性のバランスを向上させることが可能となる。微細分散化された硬質組織を有する鋼板は、特に局部伸びが向上すると共に全伸びも向上する。そのためには、硬質組織の短軸方向の平均長さを５μｍ未満とする必要がある。硬質組織の短軸方向の平均長さは３μｍ未満であるのが望ましい。
上述のように、鋼板のミクロ組織を硬質組織微細分散型の複合組織とすることで、強度、延性および靱性のバランスを向上させることが可能となる。微細分散化された硬質組織を有する鋼板は、特に局部伸びが向上すると共に全伸びも向上する。そのためには、硬質組織の短軸方向の平均長さを５μｍ未満とする必要がある。硬質組織の短軸方向の平均長さは３μｍ未満であるのが望ましい。
硬質組織の平均アスペクト比：１０未満
鋼板のミクロ組織を硬質組織微細分散型の複合ミクロ組織として、強度、延性および靱性のバランスを向上させ、特に局部伸びを向上させるためには、硬質組織の平均アスペクト比を１０未満とする必要がある。硬質組織の平均アスペクト比は５未満であるのが望ましく、３未満であるのがより望ましい。
鋼板のミクロ組織を硬質組織微細分散型の複合ミクロ組織として、強度、延性および靱性のバランスを向上させ、特に局部伸びを向上させるためには、硬質組織の平均アスペクト比を１０未満とする必要がある。硬質組織の平均アスペクト比は５未満であるのが望ましく、３未満であるのがより望ましい。
（Ｃ）板厚について
本発明に係る厚鋼板の板厚については特に制限はされないが、強度、延性および靱性のバランスを向上させるという作用効果は、特に板厚が６ｍｍ以上の厚鋼板に適用することで発揮される。一方、熱間圧延後の鋼板の板厚が大きすぎる場合には、水冷を行っても鋼材の平均冷却速度を高めることが困難となるため、上記の強度、延性および靱性のバランスを向上させるという作用効果が十分に得られなくなるおそれがある。したがって、板厚は４０ｍｍ以下であることが望ましい。
本発明に係る厚鋼板の板厚については特に制限はされないが、強度、延性および靱性のバランスを向上させるという作用効果は、特に板厚が６ｍｍ以上の厚鋼板に適用することで発揮される。一方、熱間圧延後の鋼板の板厚が大きすぎる場合には、水冷を行っても鋼材の平均冷却速度を高めることが困難となるため、上記の強度、延性および靱性のバランスを向上させるという作用効果が十分に得られなくなるおそれがある。したがって、板厚は４０ｍｍ以下であることが望ましい。
（Ｄ）厚鋼板の製造条件について
上記で説明した化学組成を有する鋼を用いて、以下に示す熱間圧延工程、第１冷却工程および第２冷却工程を備えた製造方法を用いることにより、本発明の厚鋼板を比較的効率良く製造することができる。それぞれの工程について、以下に詳しく説明する。なお、温度は鋼片または鋼板の表面で測温するが、圧延ロール等との接触または水冷の影響で一時的に大きく表面温度が下がり、その後に表面温度が上昇する場合には、復熱後の表面温度を意味する。
上記で説明した化学組成を有する鋼を用いて、以下に示す熱間圧延工程、第１冷却工程および第２冷却工程を備えた製造方法を用いることにより、本発明の厚鋼板を比較的効率良く製造することができる。それぞれの工程について、以下に詳しく説明する。なお、温度は鋼片または鋼板の表面で測温するが、圧延ロール等との接触または水冷の影響で一時的に大きく表面温度が下がり、その後に表面温度が上昇する場合には、復熱後の表面温度を意味する。
＜熱間圧延工程＞
加熱温度：９００℃以上
圧延前の加熱温度は、熱間圧延を容易に行うため、９００℃以上とすることが望ましい。加熱温度は９５０℃以上とするのがより望ましく、１０５０℃以上とするのがさらに望ましい。しかし、加熱温度が高すぎると、オーステナイト結晶粒が粗大化して靱性が劣化し易くなる。したがって、加熱温度は１２５０℃以下とするのが望ましく、１２００℃以下とするのがより望ましい。
加熱温度：９００℃以上
圧延前の加熱温度は、熱間圧延を容易に行うため、９００℃以上とすることが望ましい。加熱温度は９５０℃以上とするのがより望ましく、１０５０℃以上とするのがさらに望ましい。しかし、加熱温度が高すぎると、オーステナイト結晶粒が粗大化して靱性が劣化し易くなる。したがって、加熱温度は１２５０℃以下とするのが望ましく、１２００℃以下とするのがより望ましい。
加熱に引き続いて熱間圧延を行う。９００℃以下の温度域における合計圧下率が５０％以上となる条件で行うことが望ましい。これにより、厚鋼板の組織を微細化して良好な靱性を確保することがより容易になる。ここで、「９００℃以下の温度域における合計圧下率」とは、｛（９００℃に達した時点の厚さ）−（圧延仕上厚さ）｝／（９００℃に達した時点の厚さ）×１００（％）を意味する。また、圧延終了温度が高すぎると靱性の確保が困難になるため、圧延終了温度を８５０℃未満とすることが望ましい。
圧延終了温度：７００℃以上
圧延終了温度が低すぎると強度および靱性の確保が困難になる。このため、圧延終了温度を７００℃以上とすることが望ましい。圧延終了温度は７５０℃以上とすることがより望ましい。
圧延終了温度が低すぎると強度および靱性の確保が困難になる。このため、圧延終了温度を７００℃以上とすることが望ましい。圧延終了温度は７５０℃以上とすることがより望ましい。
本発明の厚鋼板の製造方法においては、熱間圧延を行って得た鋼板に、後述の第１冷却工程を行い、その後、第２冷却工程を行うことが望ましい。
＜第１冷却工程＞
平均冷却速度：１℃／ｓ以上１０℃／ｓ未満
圧延終了後の第１冷却工程における平均冷却速度が小さすぎると、軟質組織の粒径が大きくなり過ぎて強度や靭性が劣化したり、製造能率が低下したりするなどの問題が生じる。そのため、平均冷却速度は１℃／ｓ以上とすることが望ましい。しかし、この第１冷却工程における平均冷却速度が大きすぎると、十分な伸びが得られない場合または靭性が低下する場合がある。そのため、平均冷却速度は１０℃／ｓ未満とすることが望ましく、３℃／ｓ未満とするのがより望ましい。
平均冷却速度：１℃／ｓ以上１０℃／ｓ未満
圧延終了後の第１冷却工程における平均冷却速度が小さすぎると、軟質組織の粒径が大きくなり過ぎて強度や靭性が劣化したり、製造能率が低下したりするなどの問題が生じる。そのため、平均冷却速度は１℃／ｓ以上とすることが望ましい。しかし、この第１冷却工程における平均冷却速度が大きすぎると、十分な伸びが得られない場合または靭性が低下する場合がある。そのため、平均冷却速度は１０℃／ｓ未満とすることが望ましく、３℃／ｓ未満とするのがより望ましい。
第１冷却の開始温度は、Ａｒ３点−１０℃超とすることが望ましく、終了温度は、Ａｒ３点−５０℃以下とすることが望ましい。開始温度および終了温度が上記の規定から外れると、ミクロ組織の微細化が困難になる場合があるためである。
さらに、厚鋼板内の温度むらによる機械的特性ばらつきを防止するため、第１冷却工程とその後の第２冷却工程との間において、５ｓ以上の時間を放冷とすることが望ましい。
＜第２冷却工程＞
平均冷却速度：１０℃／ｓ以上
第２冷却工程における平均冷却速度が小さすぎると引張強度の確保が困難になるため、平均冷却速度を１０℃／ｓ以上とすることが望ましい。上記の冷却速度の条件を満たすためには、水冷を行うことが望ましい。水冷方法については特に制限はないが、例えば、以下の方法を用いることができる。
平均冷却速度：１０℃／ｓ以上
第２冷却工程における平均冷却速度が小さすぎると引張強度の確保が困難になるため、平均冷却速度を１０℃／ｓ以上とすることが望ましい。上記の冷却速度の条件を満たすためには、水冷を行うことが望ましい。水冷方法については特に制限はないが、例えば、以下の方法を用いることができる。
鋼板をロールで搬送させながら、鋼板の両面から水を噴きつける水冷設備で冷却する。この際、冷却速度の制御は、水量密度（鋼板の単位面積と単位時間当りの水量）を変化させることで行う。また、水冷開始温度および水冷停止温度の制御は、温度計測と水冷時間管理を用いて行う。すなわち、鋼板温度が所定の温度になると鋼板を水冷設備に入れる。その後、所定の時間が経過すると鋼板を水冷設備から出す。
第２冷却工程における平均冷却速度は、厚鋼板の板厚ｔ（ｍｍ）との関係において、２５０／ｔ（℃／ｓ）以上とすることがより望ましい。一方、第２冷却工程における平均冷却速度が大きすぎると伸びが低下する場合がある。そのため、平均冷却速度は、厚鋼板の板厚ｔ（ｍｍ）との関係において、１３００／ｔ（℃／ｓ）以下とすることが望ましい。
開始温度：６００℃以上
第２冷却の開始温度が低すぎると良好な引張強度と伸びの両立が困難になる。そのため、開始温度を６００℃以上とすることが望ましく、６５０℃以上とすることがより望ましい。
第２冷却の開始温度が低すぎると良好な引張強度と伸びの両立が困難になる。そのため、開始温度を６００℃以上とすることが望ましく、６５０℃以上とすることがより望ましい。
終了温度：５５０℃以下
第２冷却の終了温度が高すぎると引張強度の確保が困難になる。そのため、終了温度を５５０℃以下とすることが望ましく、４５０℃以下とすることがより望ましい。
第２冷却の終了温度が高すぎると引張強度の確保が困難になる。そのため、終了温度を５５０℃以下とすることが望ましく、４５０℃以下とすることがより望ましい。
第２冷却終了後は熱処理を行わなくても良いが、熱処理を行うことにより、厚鋼板の残留応力を除去して切断時の変形を防止したり、靱性を向上させたりすることが可能である。この効果を得るためには、３５０℃以上の温度で熱処理を行うことが望ましい。また、熱処理温度が高すぎると、析出強化などの現象により靭性が劣化する場合がある。そのため、５００℃以下の温度で熱処理を行うことが望ましい。
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
表１に示す化学組成を有する厚さ２５０ｍｍの鋼片を用いて、表２に示す条件にて加熱、熱間圧延、冷却を行った。圧延は９００℃以下の温度域における合計圧下率が５０％以上となる条件で行った。続いて表２の第１冷却工程の欄に示す冷却速度での水冷を行い、その後、５ｓの時間を放冷とした後、さらに表２の第２冷却工程の欄に示す冷却速度で水冷を実施した。
得られた各鋼板について、下記の要領にて、ミクロ組織観察、引張試験およびシャルピー試験を行った。
＜ミクロ組織観察＞
ミクロ組織観察は、圧延方向と板厚方向を含む面を鏡面研磨し、ナイタールで腐食して試料を作製し、光学顕微鏡を用いて、板厚方向１／４位置にて倍率を５００倍として１０視野ずつ観察した。得られた組織については、画像処理により組織を解析した。
ミクロ組織観察は、圧延方向と板厚方向を含む面を鏡面研磨し、ナイタールで腐食して試料を作製し、光学顕微鏡を用いて、板厚方向１／４位置にて倍率を５００倍として１０視野ずつ観察した。得られた組織については、画像処理により組織を解析した。
＜引張試験＞
板状試験片を、板厚中央位置で、試験片の軸が圧延方向に対して垂直になるように採取した。試験片形状は、厚さ７．７ｍｍ、平行部幅１０．０ｍｍ、標点間距離５０．０ｍｍとした。引張試験は室温で実施し、引張強度（ＴＳ）および伸び（Ｅｌ）の測定を行った。
板状試験片を、板厚中央位置で、試験片の軸が圧延方向に対して垂直になるように採取した。試験片形状は、厚さ７．７ｍｍ、平行部幅１０．０ｍｍ、標点間距離５０．０ｍｍとした。引張試験は室温で実施し、引張強度（ＴＳ）および伸び（Ｅｌ）の測定を行った。
＜シャルピー試験＞
Ｖノッチ試験片（ＪＩＳ Ｚ ２２４２）を、試験片の中心が板厚方向１／４位置になるように、試験片の長辺が圧延方向に対して垂直になるように採取した。シャルピー試験は各鋼板について試験片３本ずつ実施し、−８０℃での吸収エネルギーの平均値（ｖＥ−８０）を求めた。
Ｖノッチ試験片（ＪＩＳ Ｚ ２２４２）を、試験片の中心が板厚方向１／４位置になるように、試験片の長辺が圧延方向に対して垂直になるように採取した。シャルピー試験は各鋼板について試験片３本ずつ実施し、−８０℃での吸収エネルギーの平均値（ｖＥ−８０）を求めた。
ミクロ組織観察結果および各試験結果を表３に示す。表３から分かるように、本発明で規定される条件を満足する試験Ｎｏ．１〜７は、ＴＳが６２５ＭＰａ以上、かつ、Ｅｌが２０％以上であり、ｖＥ−８０が７０Ｊを上回っている。一方、本発明で規定される条件を満足していない試験Ｎｏ．８〜１０は性能が劣る結果となった。
本発明の厚鋼板は、引張強度、伸びおよび靭性に優れるため、ラインパイプ、建築構造物、タンク、その他、厚鋼板の各種用途に好適である。また、この厚鋼板は、本発明の製造方法によって、効率良く製造することが可能である。
Claims (9)
- 化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１８％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｃｕ：０〜１．０％、Ｎｉ：０〜１．０％、Ｃｒ：０〜１．０％、Ｍｏ：０〜１．０％、Ｖ：０〜０．１％、Ｎｂ：０〜０．１％、Ｔｉ：０〜０．１％、Ｂ：０〜０．０１％、Ｃａ：０〜０．０１％、ＲＥＭ：０〜０．０２％、Ｍｇ：０〜０．０１％、Ｚｒ：０〜０．１％、残部Ｆｅおよび不純物であり、不純物中のＰ、Ｓ、ＮおよびＯは、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下およびＯ：０．００５％以下であり、
板厚の１／４厚におけるミクロ組織が軟質組織と硬質組織の複合組織であって、該軟質組織の面積率が７０％未満、かつ、平均粒径が１０μｍ未満であり、該硬質組織の短軸方向の平均長さが５μｍ未満、かつ、平均アスペクト比が１０未満である厚鋼板。 - 前記化学組成が、質量％で、Ｃｕ：０．１〜１．０％、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｃｒ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｖ：０．０１〜０．１％およびＮｂ：０．００５〜０．１％から選択される１種以上を含有する請求項１に記載の厚鋼板。
- 前記化学組成が、質量％で、Ｔｉ：０．００１〜０．１％を含有する請求項１または請求項２に記載の厚鋼板。
- 前記化学組成が、質量％で、Ｂ：０．０００３〜０．０１％を含有する請求項１から請求項３までのいずれかに記載の厚鋼板。
- 前記化学組成が、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０２％およびＭｇ：０．０００５〜０．０１％から選択される１種以上を含有する請求項１から請求項４までのいずれかに記載の厚鋼板。
- 前記化学組成が、質量％で、Ｚｒ：０．００５〜０．１％を含有する請求項１から請求項５までのいずれかに記載の厚鋼板。
- 前記化学組成において、下記（ｉ）式で定義されるＣｅｑＬの値が０．３７超である請求項１から請求項６までのいずれかに記載の厚鋼板。
ＣｅｑＬ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ ・・・（ｉ）
但し、式中の各元素記号は、鋼板中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。 - 熱間圧延後の鋼板の板厚が６〜４０ｍｍである請求項１から請求項７までのいずれかに記載の厚鋼板。
- 請求項１から請求項７までのいずれかに記載される化学組成を有する鋼を加熱し、熱間圧延を行って鋼板に成形する熱間圧延工程と、
該鋼板を１℃／ｓ以上１０℃／ｓ未満の平均冷却速度で冷却を行う第１冷却工程と、
その後、１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で、６００℃以上の開始温度から５５０℃以下の終了温度まで冷却を行う第２冷却工程とを備える厚鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2013171491A JP6217234B2 (ja) | 2013-08-21 | 2013-08-21 | 厚鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2013171491A JP6217234B2 (ja) | 2013-08-21 | 2013-08-21 | 厚鋼板およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2015040322A true JP2015040322A (ja) | 2015-03-02 |
| JP6217234B2 JP6217234B2 (ja) | 2017-10-25 |
Family
ID=52694658
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2013171491A Active JP6217234B2 (ja) | 2013-08-21 | 2013-08-21 | 厚鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP6217234B2 (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN104894492A (zh) * | 2015-06-26 | 2015-09-09 | 山东钢铁股份有限公司 | 一种超低温大口径wphy80级三通管件专用钢板及其制备方法 |
| JP2017078212A (ja) * | 2015-10-21 | 2017-04-27 | 新日鐵住金株式会社 | 低降伏比鋼板およびその製造方法 |
| CN107099743A (zh) * | 2017-04-01 | 2017-08-29 | 江阴兴澄特种钢铁有限公司 | 超厚规格高韧性x100超高钢级管线钢板及其制备方法 |
| CN107849652A (zh) * | 2015-07-31 | 2018-03-27 | 新日铁住金株式会社 | 加工诱发相变型复合组织钢板及其制造方法 |
| KR101917454B1 (ko) | 2016-12-22 | 2018-11-09 | 주식회사 포스코 | 고강도 고인성 후강판 및 이의 제조방법 |
| JP2021155823A (ja) * | 2020-03-30 | 2021-10-07 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 低降伏比高張力厚鋼板の製造方法 |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6318024A (ja) * | 1986-07-11 | 1988-01-25 | Kawasaki Steel Corp | 高張力高靭性鋼板の製造方法 |
| JPS6447815A (en) * | 1987-08-18 | 1989-02-22 | Sumitomo Metal Ind | Manufacture of high-tensile steel plate with low yield ratio |
| JP2003003229A (ja) * | 2001-06-19 | 2003-01-08 | Nippon Steel Corp | 疲労強度に優れた厚鋼板とその製造方法 |
| JP2009228040A (ja) * | 2008-03-21 | 2009-10-08 | Jfe Steel Corp | 低降伏比高張力鋼板およびその製造方法 |
-
2013
- 2013-08-21 JP JP2013171491A patent/JP6217234B2/ja active Active
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6318024A (ja) * | 1986-07-11 | 1988-01-25 | Kawasaki Steel Corp | 高張力高靭性鋼板の製造方法 |
| JPS6447815A (en) * | 1987-08-18 | 1989-02-22 | Sumitomo Metal Ind | Manufacture of high-tensile steel plate with low yield ratio |
| JP2003003229A (ja) * | 2001-06-19 | 2003-01-08 | Nippon Steel Corp | 疲労強度に優れた厚鋼板とその製造方法 |
| JP2009228040A (ja) * | 2008-03-21 | 2009-10-08 | Jfe Steel Corp | 低降伏比高張力鋼板およびその製造方法 |
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN104894492A (zh) * | 2015-06-26 | 2015-09-09 | 山东钢铁股份有限公司 | 一种超低温大口径wphy80级三通管件专用钢板及其制备方法 |
| CN107849652A (zh) * | 2015-07-31 | 2018-03-27 | 新日铁住金株式会社 | 加工诱发相变型复合组织钢板及其制造方法 |
| CN107849652B (zh) * | 2015-07-31 | 2020-04-03 | 日本制铁株式会社 | 加工诱发相变型复合组织钢板及其制造方法 |
| US10689724B2 (en) | 2015-07-31 | 2020-06-23 | Nippon Steel Corporation | Steel sheet with strain induced transformation type composite structure and method of manufacturing same |
| JP2017078212A (ja) * | 2015-10-21 | 2017-04-27 | 新日鐵住金株式会社 | 低降伏比鋼板およびその製造方法 |
| KR101917454B1 (ko) | 2016-12-22 | 2018-11-09 | 주식회사 포스코 | 고강도 고인성 후강판 및 이의 제조방법 |
| CN107099743A (zh) * | 2017-04-01 | 2017-08-29 | 江阴兴澄特种钢铁有限公司 | 超厚规格高韧性x100超高钢级管线钢板及其制备方法 |
| JP2021155823A (ja) * | 2020-03-30 | 2021-10-07 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 低降伏比高張力厚鋼板の製造方法 |
| JP7207358B2 (ja) | 2020-03-30 | 2023-01-18 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 低降伏比高張力厚鋼板の製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP6217234B2 (ja) | 2017-10-25 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP4844687B2 (ja) | 低降伏比高強度高靭性鋼板及びその製造方法 | |
| JP6237961B1 (ja) | 電縫鋼管用高強度熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP6007968B2 (ja) | 高強度高延性厚板鋼板とその製造方法 | |
| JP6682785B2 (ja) | 耐サワー性に優れた鋼板及びその製造方法 | |
| JP5477578B2 (ja) | 脆性き裂伝播停止特性に優れた厚手高強度鋼板及びその製造方法 | |
| JP5348386B2 (ja) | 低降伏比かつ耐脆性亀裂発生特性に優れた厚肉高張力鋼板およびその製造方法 | |
| JP5532800B2 (ja) | 耐歪時効特性に優れた低降伏比高強度高一様伸び鋼板及びその製造方法 | |
| JP6217234B2 (ja) | 厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP5834534B2 (ja) | 高一様伸び特性を備えた高強度低降伏比鋼、その製造方法、および高強度低降伏比溶接鋼管 | |
| JP5845674B2 (ja) | 曲げ加工性および低温靱性に優れる高張力鋼板およびその製造方法 | |
| JP5768603B2 (ja) | 高一様伸び特性を備え、かつ溶接部低温靱性に優れた高強度溶接鋼管、およびその製造方法 | |
| JP2008274405A (ja) | 耐ｓｒ特性および変形性能に優れた高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP2010229528A (ja) | 延性に優れた高張力鋼板及びその製造方法 | |
| EP3276026A1 (en) | Thick steel sheet for structural pipe, method for manufacturing thick steel sheet for structural pipe, and structural pipe | |
| JP5124854B2 (ja) | ラインパイプ用鋼板、その製造方法およびラインパイプ | |
| JP5477089B2 (ja) | 高強度高靭性鋼の製造方法 | |
| JP5509654B2 (ja) | 耐ｐｗｈｔ特性および一様伸び特性に優れた高強度鋼板並びにその製造方法 | |
| JP2017150067A (ja) | 脆性き裂伝播停止特性に優れた鋼板およびその製造方法 | |
| JP6197767B2 (ja) | 低降伏比高強度スパイラル鋼管杭およびその製造方法 | |
| JP5432548B2 (ja) | 脆性亀裂伝播停止特性に優れた厚鋼板 | |
| JP2013177649A (ja) | 低降伏比厚鋼板及びその製造方法 | |
| JP2007162076A (ja) | 加工性および疲労特性に優れる熱延鋼板及びその鋳造方法 | |
| KR101791324B1 (ko) | 피로 특성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조 방법 | |
| JP5176847B2 (ja) | 低降伏比低温用鋼、およびその製造方法 | |
| JP2008261030A (ja) | 脆性き裂伝播停止特性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20160405 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20170125 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20170207 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20170406 |
|
| RD02 | Notification of acceptance of power of attorney |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A7422 Effective date: 20170406 |
|
| 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: 20170829 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20170911 |
|
| R151 | Written notification of patent or utility model registration |
Ref document number: 6217234 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151 |
|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |