JP3699670B2 - 低温靱性に優れた高強度鋼板の製造方法 - Google Patents
低温靱性に優れた高強度鋼板の製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP3699670B2 JP3699670B2 JP2001320387A JP2001320387A JP3699670B2 JP 3699670 B2 JP3699670 B2 JP 3699670B2 JP 2001320387 A JP2001320387 A JP 2001320387A JP 2001320387 A JP2001320387 A JP 2001320387A JP 3699670 B2 JP3699670 B2 JP 3699670B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- temperature
- toughness
- rolling
- less
- strength
- 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.)
- Expired - Fee Related
Links
Landscapes
- Continuous Casting (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、引張強度が７８０MPa 級以上で、靭性保証温度が−４０℃以下の優れた低温靭性が要求される構造物全般に供される低温靱性に優れた高強度鋼板の製造方法に関するもので、この高強度鋼板は、例えば、低温貯槽タンク、低温圧力容器、海洋構造物、船舶、橋梁、ラインパイプ゜等の構造物に用いることができる。また、鋼の形態は特に問わないが、構造部材として用いられ、低温靭性が要求される鋼板、特に厚板、鋼管素材で有用である。
【０００２】
【従来の技術】
引張強度が７８０ＭＰａ級以上の高強度鋼を直接焼入れ法（ＤＱ）で製造する場合、靱性を確保するためには焼入れ組織の微細化が必須である。そのためには制御圧延による焼入れ前のγ（オーステナイト）粒の微細化ならびにγ粒内への加工の導入が有効であるが、厚手材の場合、厚減比が限られ、その効果に限界がある。これをカバーし、板厚によらずＤＱ前のγの細粒化を促進するには圧延加工前の再加熱γの微細化が最も有効である。鋼の再加熱γの微細化は一般には加熱温度の低温化によって達成されるが、高強度鋼の場合は必ずしもそれが当てはまらない。
【０００３】
すなわち、種々の合金元素を比較的多く含む高強度鋼や合金鋼では、加熱温度が低くなると再加熱γが加熱前の組織の旧γをそのまま再現すること（旧γメモリー）が知られており、低温加熱時の再加熱γは前組織に依存して必ずしも微細化にはつながらない。また、当然ながら、加熱温度を上げれば加熱γは成長し、微細化は難しくなる。それゆえ最終鋼板の靭性を確保する上での大きな障害となっている。
【０００４】
低温加熱によっても再加熱γが微細化されず、むしろ粗大化する事実は、高強度鋼を再加熱焼入れ・焼戻しで製造する場合でも認識されていたが、ＤＱで製造する場合は、スタートが鋳片であるため、その影響は更に顕著である。すなわち、鋳片の旧γ粒径は通常の連続鋳造の場合、１mmのオーダーの粗大なものになるため、再加熱によってその旧γがそのまま再現されれば、再加熱組織は非常に粗大なγを含むことになり、著しい混粒組織となる。ちなみに一般に、普通鋼の再加熱γは１００〜３００μｍ程度である事を考えると、そのデメリットの大きさは容易に想像できる。これを制御圧延しても、限られた厚減比の中ではγ粒の均質化は非常に難しく、結局、ベイナイトもしくはマルテンサイト変態を経て形成される最終鋼板組織にも混粒が遺伝して、靭性劣化をもたらす。
【０００５】
このような再加熱によって前組織の旧γ粒がそのまま再現されることによる混粒形成のメカニズムは依然、明確でない。たとえば、渡辺らは日本鉄鋼協会「鉄と鋼」第６１年第１号（１９７５）ｐｐ．９６−１０６の論文において本現象を検討し、初期組織がマルテンサイトやベイナイトのラス組織の場合に起こることを確認し、再加熱時にラス間から生成するγがバリアント規制を受けることによって一定方位のものしか生成しないために旧γがそのまま再現されるとしているが、一方、松田らは日本鉄鋼協会「鉄と鋼」第６０年第２号（１９７４）ｐｐ．２６−２３８において、初期ラス組織に生成する針状γはマルテンサイト型変態によるものとしており、これが合体して旧γが再現された粗大粒を形成するとしている。更に、Ｓ．Ｔ．Ｋｉｍｍｉｎｓらは英金属学会「Ｍｅｔａｌ Ｓｃｉｅｎｃｅ」第１７巻１１号（１９８３）ｐｐ．５１９−５３２において、初期ラス組織から生成するγは残留γを起点に成長するものであるとしている。
【０００６】
このように、高強度鋼、合金鋼の再加熱γの粗大化・混粒化は発現機構が依然として判然としない上、その発現が高強度鋼、合金鋼に固有な前組織に因るところもあるため、その解決策もあまり見出せないでいた。唯一の解決策として考えられるのは、この旧γの再現が徐加熱によってより顕在化することから、再加熱の昇温速度を上げることであるが、連続鋳造鋳片のような厚みで単重の大きいものを現状の加熱速度の数倍から数十倍の速度でＡｃ3 以上の高温まで均一に加熱するのは現状の技術では難しい。また、過去の特許の開示においても有効な対策は見出されていない。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、近年、低温貯槽タンク、低温圧力容器、海洋構造物、ラインパイプ等の分野において、構造物の大型化などの背景から高強度鋼のニーズは高まっており、加えて安全性や貯蔵・輸送の効率化の観点から一層の低温靭性も要求されている。これに対応するためには、高強度鋼、合金鋼における上記課題の改善あるいは上記課題の克服による低温靭性の向上が必須となってきている。すなわち、従来、種々の合金元素を比較的多く含む高強度鋼や合金鋼では、低温加熱によっても旧γメモリーにより再加熱γが微細化されないという問題があり、直接焼入れ（ＤＱ）で製造する場合は、スタートが鋳片であるため、その影響は更に顕著であり、これを制御圧延しても、限られた厚減比の中ではγ粒の均質化は非常に難しく、結局、ベイナイトもしくはマルテンサイト変態を経て形成される最終鋼板組織にも混粒が遺伝して、靭性劣化をもたらすという問題があった。
【０００８】
そこで、本発明は、上記のような現状に鑑みて、引張強度が７８０ＭＰａ級以上で、靭性保証温度が−４０℃以下の優れた低温靭性が要求される構造物全般に供される低温靭性に優れた高強度鋼板の製造技術を提供せんとするものである。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
発明者らは、上記課題解決のための手段を種々実験的に検討し、その結果、連続鋳造鋳片をＡｃ3 以上の温度に再加熱して圧延し、直接焼入れ（ＤＱ）あるいは直接焼入れ＋テンパー（ＤＱＴ）で引張強度が７８０MPa 級以上の高強度鋼板を製造する場合、母材強度を満足する鋼材が得られる化学成分範囲に対して、靭性を向上させるための施策を検討から見出した。
【００１０】
すなわち、鋳造組織を再加熱する過程での組織変化を種々の熱処理実験ならびに電子顕微鏡を用いた解析により詳細に検討した結果、再加熱によるγの生成は４００〜６００ＭＰａ級の鋼で見られるのとは異なり、再加熱γの多くはラス組織に残留する残留γが起点となっていることを見出した。すなわち、鋼成分自身の焼入性が高いため、鋳造組織においても残留γがラス間に残るが、これが再加熱時に起点となり成長し合体するために旧γを再現するような粗大なγ粒に成長しうることが明らかとなった。さらに、本発明者らはその改善を検討し、鋳造時ならびに再加熱前の組織の改善手段、ならびに再加熱時になお混粒が形成された場合に圧延によってその混粒度を解決する手段を見出すに至った。
【００１１】
本発明は、かかる知見に基づいて完成されたもので、その要旨とするところは以下の通りである。
（１）質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｓｉ：０．００５〜０．５％、Ｍｎ：０．１〜２％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｎｉ：０．５〜５．５％、Ｎ：０．００１〜０．０１％を含有し、さらに、Ｎｂ：０．００５〜０．５％、Ｔｉ：０．００３〜０．０５％、Ｍｏ：０．１〜２％、Ｃｕ：０．０５〜１．５％、Ｃｒ：０．０５〜２．５％、Ｖ：０．０１〜０．５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％の１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、Ｃｅｑ．＝（％Ｃ）＋（％Ｍｎ）／６＋｛（％Ｎｉ）＋（％Ｃｕ）｝／１５＋｛（％Ｃｒ）＋（％Ｍｏ）＋（％Ｖ）｝／５で規定される炭素当量Ｃｅｑ．が０．５％以上である鋼成分とし、再加熱して粗圧延するに先立ち、鋳片を毎分１０℃以上の速度で４５０℃以上Ａｃ１点以下の温度に昇温する予備熱処理を施し、その後、Ａｃ３以上の温度に再加熱して、制御圧延を行った後、直接焼入れすることを特徴とする、引張強度が７８０ＭＰａ級以上で、靭性保証温度が−４０℃以下の低温靱性に優れた高強度鋼板の製造方法。
（２）質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｓｉ：０．００５〜０．５％、Ｍｎ：０．１〜２％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｎｉ：０．５〜５．５％、Ｎ：０．００１〜０．０１％を含有し、さらに、Ｎｂ：０．００５〜０．５％、Ｔｉ：０．００３〜０．０５％、Ｍｏ：０．１〜２％、Ｃｕ：０．０５〜１．５％、Ｃｒ：０．０５〜２．５％、Ｖ：０．０１〜０．５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％の１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、Ｃｅｑ．＝（％Ｃ）＋（％Ｍｎ）／６＋｛（％Ｎｉ）＋（％Ｃｕ）｝／１５＋｛（％Ｃｒ）＋（％Ｍｏ）＋（％Ｖ）｝／５で規定される炭素当量Ｃｅｑ．が０．５％以上である鋼成分とし、鋳片をＡｃ３以上の温度に再加熱して粗圧延する際、１パスあたりの平均圧下率を１２％以上とし、パス間時間を平均１５秒以上とし、引き続き、制御圧延による仕上げ圧延を行った後、直接焼入れすることを特徴とする、引張強度が７８０ＭＰａ級以上で、靭性保証温度が−４０℃以下の低温靱性に優れた高強度鋼板の製造方法。
（３）質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｓｉ：０．００５〜０．５％、Ｍｎ：０．１〜２％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｎｉ：０．５〜５．５％、Ｎ：０．００１〜０．０１％を含有し、さらに、Ｎｂ：０．００５〜０．５％、Ｔｉ：０．００３〜０．０５％、Ｍｏ：０．１〜２％、Ｃｕ：０．０５〜１．５％、Ｃｒ：０．０５〜２．５％、Ｖ：０．０１〜０．５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％の１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、Ｃｅｑ．＝（％Ｃ）＋（％Ｍｎ）／６＋｛（％Ｎｉ）＋（％Ｃｕ）｝／１５＋｛（％Ｃｒ）＋（％Ｍｏ）＋（％Ｖ）｝／５で規定される炭素当量Ｃｅｑ．が０．５％以上である鋼成分とし、再加熱して粗圧延するに先立ち、鋳片を毎分１０℃以上の速度で４５０℃以上Ａｃ１点以下の温度に昇温する予備熱処理を施し、その後、Ａｃ３以上の温度に再加熱して粗圧延する際、１パスあたりの平均圧下率を１２％以上とし、パス間時間を平均１５秒以上とし、引き続き、制御圧延による仕上げ圧延を行った後、直接焼入れすることを特徴とする、引張強度が７８０ＭＰａ級以上で、靭性保証温度が−４０℃以下の低温靱性に優れた高強度鋼板の製造方法。
（４）連続鋳造し、鋳造後８００℃以下Ａｒ３−５０℃までの冷却速度を毎分０．５℃以下として製造した鋳片を用いることを特徴とする、前記（１）乃至（３）のいずれかに記載の低温靱性に優れた高強度鋼板の製造方法。
【００１２】
【発明の実施の形態】
以下、本発明について詳細に説明する。本発明者らは、鋳片再加熱時の混粒発現は前組織に残る残留γが主要因であることを詳細な検討から見出したが、本発明は、そのために、制御圧延しても、限られた厚減比の中ではγ粒の均質化は非常に難しく、結局、ベイナイトもしくはマルテンサイト変態を経て形成される最終鋼板組織にも混粒が遺伝して、靭性劣化をもたらすという課題を解決しようとするものである。ここでは、この課題を、さらに次の二つの具体的な課題に分けて説明する。すなわち、前組織に残る残留γが鋳片再加熱時の混粒発現ひいては靭性劣化の主要因であるとの機構に基づけば、混粒回避にはいかに残留γの生成を回避・改変するかが第一の課題となる。一方、合金含有量が多くなるとともに残留γの生成は成分系固有の本質的なものとなり制御が難しくなるため、残留γの生成の回避・改変が不十分な場合に、いかに残留γ起因の再加熱の混粒組織を圧延段階で改善するかが第二の課題となる。
【００１３】
先ず第一の課題に対しては、種々の熱処理実験から、再加熱前に鋳造組織を４５０℃以上Ａｃ1 以下に毎分１０℃以上で昇温して予備的に熱処理することにより、残留γがフェライトとセメンタイとに分解して大きく減少することが見出された。この場合、温度が４５０℃未満では残留γの分解は見られず、Ａｃ1 を超えるとむしろ残留γが成長するため、最適な熱処理温度を４５０℃以上Ａｃ1 以下とした。この時、昇温速度も重要な制御因子であり、毎分１０℃未満で昇温した場合は、熱処理温度が適切であっても残留γの安定性が高まって分解が遅くなるため実用的でない。毎分１０℃以上にすると、残留γの分解が短時間で促進される。
【００１４】
このような昇温速度は、該熱処理温度の範囲まで昇温する場合は、現実的には炉温の初期設定温度を高めたり補助加熱設備を付加したりすることにより、鋳片内部の温度予測技術と合わせて達成・制御は可能である。熱処理に必要な時間は成分系に依存し、毎分１０℃以上で昇温すれば最適温度到達時に残留γが既にかなり減少するケースもあるが、一般には鋳片中心部が最適熱処理温度範囲に５分以上停留するのが好ましい。昇温速度は、速いほど好ましいので上限は特に規定しないが、技術的に可能な昇温速度は毎分６００℃以下である。また、昇温後の冷却方法については特に規定しない。
【００１５】
また、この熱処理によって一旦分解した残留γは熱処理後どのような冷却を施しても残留γに戻ることはないので、熱処理後の冷却はどのような方法を採ってもよいし、最適な熱処理温度に停留の後、直接再加熱のプロセスに移行してもよい。この予備的な熱処理による残留γ低減が再加熱γ組織に及ぼす影響を実際に見るために、再加熱温度到達後直ちに水冷してγ粒エッチングにより再加熱組織中のγ粒度を観察したところ、たしかに再加熱γは整粒・微細化していた。
なお、再加熱温度は、γ変態させるためＡｃ3 以上の温度が必要であり、γの粗大化や著しい一次スケールの生成を避けるために１３００℃以下とすることが好ましい。
【００１６】
第二の課題、すなわち再加熱で混粒が残る場合の改善としては、加熱後の粗圧延での再結晶による整粒化を検討した結果、各パスの平均圧下率とパス間時間を制御することでそれが図られることを見出した。すなわち、１パスあたりの平均圧下率を１２％以上、かつパス間時間を平均１５秒以上確保することで初期混粒の粗大粒部分が再結晶により有効に分割・微細化するが、パス圧下率の平均が１２％未満、またはパス間時間が平均で１５秒未満の場合はこの微細化が著しく不十分であるのが見出された。したがって、１パスあたりの平均圧下率を１２％以上、かつパス間時間を平均１５秒以上と規定した。この場合のパス間時間は圧延板の終端がロールを出てから次パスの先端がロールに噛み込まれるまでを指し、圧延時間から各パス所要時間を差し引いて、パス間回数で除することによって算出できる。
【００１７】
１パス圧下率およびパス間時間の制御は粗圧延の全パスの各パス毎に行われるのが最も有効であるが、粗圧延の厚み、形状制御のために全パスで行うことは現実的でない場合もあり、パススケジュールの一部に１パスあたりの圧下率１２％未満またはパス間１５秒未満を含んでも、平均で１パス圧下率１２％以上かつパス間１５秒以上であれば効果が得られる。なお、１パス圧下率は実用的には５０％未満とすることが好ましく、また、パス間時間は１２０秒を超えると温度降下が大きくなりすぎて直接焼入れの効果が損なわれる。
さらに本発明と、前述の再加熱前の予備的な熱処理による残留γ削減を重畳することで、さらに再加熱・圧延後のγの整粒・微細化は促進される。
【００１８】
これらの知見に加え、本発明者らはこれに供される高強度鋼の連続鋳造鋳片の組織改善も検討し、凝固後鋳片の最終組織が形成される８００℃以下の冷却速度を毎分０．５℃以下にすることで、残留γの生成が分散されるとともに、ラス組織の他にフェライトやグラニュラーなベイナイトが形成されて再加熱時の粗大粒生成を軽減することを見出した。かかる冷却速度の規定は少なくともＡｒ3 −５０℃までの温度範囲でおこなわないと効果が十分でない、したがって、冷却停止温度はＡｒ3 −５０℃以下であればよい。また、該温度域の冷却速度が毎分０．５℃を超えるとベイナイトやマルテンサイトのラス組織の形成が著しい。
冷却速度の制御は鋳造後の鋳片に保熱カバーをつける等により実施可能であり、冷却速度の下限はこのような通常の方法で実現可能な範囲とする。冷却速度を制御された鋳片を上記の発明と組み合わせることにより、さらに混粒回避、圧延後の整粒・微細化が促進できる。
【００１９】
次に本発明において、化学組成の限定理由を述べる。
Ｃは、鋼の強度を向上させる有効な成分として含有するもので、０．０１％未満では構造用鋼に必要な強度の確保が困難であるが、０．１５％を超える過剰の含有は母材及び溶接部の靭性や耐溶接割れ性を低下させるので、０．０１〜０．１５％の範囲とした。
【００２０】
次に、Ｓｉは、脱酸元素として、また、母材の強度確保に有効な元素であるが、０．００５％未満の含有では脱酸が不十分となり、また強度確保に不利である。逆に０．５％を超える過剰の含有は粗大な酸化物を形成して延性や靭性の劣化を招く。そこで、Ｓｉの範囲は０．００５〜０．５％とした。
【００２１】
また、Ｍｎは、母材の強度、靭性の確保に必要な元素であり、最低限０．１％以上含有する必要があるが、過剰に含有すると、焼入性過剰となり残留γの生成を促進し再加熱組織の混粒化を促進するとともに、溶接割れ性など劣化させるため、材質上許容できる範囲で上限を２％とした。
【００２２】
Ｐ、Ｓは、不純物元素で、延性、靭性を劣化させる元素であり、極力低減することが好ましいが、材質劣化が大きくなく、許容できる量として、Ｐの上限を０．０２％、Ｓの上限を０．０１％に限定する。
【００２３】
Ａｌは、脱酸、オーステナイト粒径の細粒化等に有効な元素である。効果を発揮するためには０．００１％以上含有する必要がある。一方、０．１％を超えて過剰に含有すると、粗大な酸化物を形成して延性を極端に劣化させるため、０．００１％〜０．１％の範囲に限定する必要がある。
【００２４】
Ｎｉは、靱性確保のために最も有効な元素であり、引張強度７８０MPa 以上の高強度鋼において靭性の保証温度が−４０℃及び更に低温になるようなケースも含めると少なくとも０．５％以上、好ましくは１％以上含有させる必要がある。一方、Ｎｉは高価な合金元素であり、さらに含有量が多くなると加工熱処理によって鋼材を製造する場合の焼入れ性が過剰となるため、上限を５．５％、好ましくは５％とする。
【００２５】
Ｎは、ＡｌやＴｉと結びついてオーステナイト粒微細化に有効に働くため、微量であれば機械的性質向上に寄与する。また、工業的に鋼中のＮを完全に除去することは不可能であり、必要以上に低減することは製造工程に過大な負荷をかけるため好ましくない。そのため、工業的に制御が可能で、製造工程への負荷が許容できる範囲として下限を０．００１％とする。過剰に含有すると、固溶Ｎが増加し、延性や靭性に悪影響を及ぼす可能性があるため、許容できる範囲として上限を０．０１％とする。
【００２６】
さらに、本発明の成分系では、強度確保および靭性確保のための組織制御に、加工熱処理におけるオーステナイトの再結晶抑制に有効なＮｂ、Ｔｉ、および、焼入れ性の制御に有効なＭｏ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｖ、Ｂの１種または２種以上を含有させる。各々の元素の添加範囲は以下のように限定する。
【００２７】
Ｎｂは、オーステナイト相中に固溶及び析出状態で、オーステナイトの再結晶を抑制するために、また、変態時あるいは焼戻し時にＮｂ（Ｃ，Ｎ）を形成することで、強度の向上に有効な元素であるが、過剰の含有では析出脆化により靭性が劣化する。従って、靭性の劣化を招かずに、効果を発揮できる範囲として、０．００５〜０．５％の範囲に限定する。
【００２８】
Ｔｉは、析出強化により母材強度向上に寄与するとともに、高温でも安定なＴｉＮの形成により加熱オーステナイト粒径微細化にも有効な元素であり、加工熱処理を基本とする本発明においては重要な元素である。効果を発揮するためには０．００３％以上の含有が必要である。一方、０．０５％を超えると、粗大な析出物、介在物を形成して靭性や延性を劣化させるため、上限を０．０５％とする。
【００２９】
Ｍｏは焼入れ性向上、強度向上、耐焼戻し脆化、耐ＳＲ脆化に有効な元素でもあり、その効果を発揮するためには、０．１％以上の添加が必要であり、一方、２％を超える添加では逆に靱性、溶接性が劣化するため、０．１〜２％に限定する。
【００３０】
Ｃｕは、焼入れ性向上、固溶強化、析出強化の効果を有するが、１．５％超では熱間加工性に問題を生じるので、効果を発揮し、かつ熱間加工性等の問題を生じない範囲として、本発明においては、０．０５〜１．５％の範囲に限定する。
【００３１】
Ｃｒは、焼入れ性向上、析出強化により母材の強度向上に有効な元素であるが、明瞭な効果を生じるためには０．０５％以上必要であり、一方、２．５％を超えて添加すると、靭性及び溶接性が劣化する傾向を有するため、０．０５〜２．５％の範囲とする。
【００３２】
Ｖは、焼入れ性向上とともにＶＮを形成して強度向上に有効な元素であるが、過剰の含有では析出脆化により靭性が劣化する。従って、靭性の大きな劣化を招かずに、効果を発揮できる範囲として、０．０１〜０．５％の範囲に限定する。
【００３３】
Ｂは、固溶状態でオーステナイト粒界に偏析することで、微量で焼入れ性を高めることが可能な元素であるが、粒界に偏析した状態では、オーステナイトの再結晶抑制にも有効である。焼入性、再結晶抑制に効果を発揮するためには０．０００５％以上の添加が必要であるが、一方、０．００５％を超える過剰の添加では、ＢＮ、Ｆｅ23（Ｃ，Ｂ）6 等の粗大な析出物を生じて、靱性が劣化するため、０．０００５〜０．００５％に限定する。
【００３４】
さらに、７８０MPa 級以上の強度を確保するためには、
Ｃｅｑ．＝（％Ｃ）＋（％Ｍｎ）／６＋｛（％Ｎｉ）＋（％Ｃｕ）｝／１５＋ ｛（％Ｃｒ）＋（％Ｍｏ）＋（％Ｖ）｝／５で規定される炭素当量値が０．５％以上のＣ及び合金元素の添加が必要である。また、このような合金元素を有する鋳片の再加熱ほど、前述した再加熱γの制御や粗圧延による整粒化が必要ということでもある。なお、好ましくは、低温靱性の確保の観点から炭素当量値の上限を１．９５％とする。
【００３５】
【実施例】
以上が、本発明の要件についての説明であるが、さらに、実施例に基づいて本発明の効果を示す。
表１に示すＡ〜Ｆの６種の化学組成を検討した。このうち、Ａ〜Ｄは本発明範囲の組成であり、Ｅ，Ｆの２種は発明外の組成である。これを実機転炉で溶製し、表２に示すように８種の実機鋳片を作製した。いずれも２４０mm厚であるが、Ｂ，Ｃでは２種類の鋳片、Ｂ１，Ｂ２ならびにＣ１，Ｃ２を作成し、Ｂ２およびＣ２は鋳造後保熱カバーを用いて８００℃以下の冷却速度を毎分０．５℃以下にした。溶鋼のスーパーヒートならびに鋳造条件はいずれも一般的な連続鋳造で用いられるものとした。
【００３６】
これらの鋳片を用いて、表３に示す１５条件で圧延＋ＤＱＴにて５０mm厚の鋼板を作製し、その強度、靭性を調査した。Ｎｏ．１〜９は本発明例であり、Ｎｏ．１〜３は鋳片を再加熱する前に残留γを軽減するために予備熱処理を施したもの、Ｎｏ．４〜６は再加熱後の圧延で１パスあたりの平均圧下率、平均パス間時間を制御したもの、さらにＮｏ．７〜９では予備熱処理と圧延中の平均圧下率、平均パス間時間の制御を両方行ったものである。また、Ｎｏ．３と６では鋳造後の冷却速度を制御した鋳片を用いた。
【００３７】
一方、Ｎｏ．１０〜１５は比較例で、Ｎｏ．１０，１１では予備熱処理は行ったが、加熱温度、昇温速度の点で本発明から外れるもの、Ｎｏ．１２，１３は予備熱処理、圧延中の平均圧下率、平均パス間時間の制御、いずれも行わなかったものである。
【００３８】
いずれの鋳片も１０００℃〜１１００℃に再加熱・均熱し、抽出後、粗圧延を１００mmまで行い、その後８５０℃まで放冷して仕上圧延にて５０mmまで圧延し、直ちに１００℃以下まで水冷した後、５５０℃３０分の焼戻し処理を行った。強度は圧延Ｌ方向、靭性は圧延方向に垂直Ｃ方向のｔ／４部で評価した。
【００３９】
本発明例Ｎｏ．１〜９と比較例Ｎｏ１０〜１３の靭性を比べると、本発明の効果は明らかであり、延性−脆性破面遷移温度（vTrs）が大きく改善している。実際、比較例の鋼板では鋼板断面ミクロ組織においてしばしば組織単位の著しく大きい部分が認められた。
【００４０】
個々のデータを比較した場合、Ｎｏ．２とＮｏ．３、あるいはＮｏ．５とＮｏ．６を比較すると、鋳片の冷却速度を制御した方がしないものより向上が認められるとともに、Ｎｏ．７〜９では予備熱処理と圧延中の平均圧下率、平均パス間時間の制御を両方行ったものは、そのいずれかを行ったものより更なる向上が得られるといえる。一方、比較材Ｎｏ．１０，１１は予備熱処理の条件が不適切であったため、圧延後の組織混粒が改善されず、むしろ悪化する傾向も見られた。Ｎｏ．１４，１５は組成が本発明外であり、強度、あるいは靭性が本発明の目指すものに届いていない。
【００４１】
【表１】
【００４２】
【表２】
【００４３】
【表３】
【００４４】
【発明の効果】
本発明により、引張強度が７８０MPa 級以上で、靭性保証温度が−４０℃以下の優れた低温靭性を有する高強度鋼板の製造が可能となる。その結果、低温貯槽タンク、低温圧力容器、海洋構造物、船舶、橋梁、ラインパイプ等へ、安全性に極めて優れた構造材料を提供することが可能となり、その産業上の効果は極めて大きいといえる。
【発明の属する技術分野】
本発明は、引張強度が７８０MPa 級以上で、靭性保証温度が−４０℃以下の優れた低温靭性が要求される構造物全般に供される低温靱性に優れた高強度鋼板の製造方法に関するもので、この高強度鋼板は、例えば、低温貯槽タンク、低温圧力容器、海洋構造物、船舶、橋梁、ラインパイプ゜等の構造物に用いることができる。また、鋼の形態は特に問わないが、構造部材として用いられ、低温靭性が要求される鋼板、特に厚板、鋼管素材で有用である。
【０００２】
【従来の技術】
引張強度が７８０ＭＰａ級以上の高強度鋼を直接焼入れ法（ＤＱ）で製造する場合、靱性を確保するためには焼入れ組織の微細化が必須である。そのためには制御圧延による焼入れ前のγ（オーステナイト）粒の微細化ならびにγ粒内への加工の導入が有効であるが、厚手材の場合、厚減比が限られ、その効果に限界がある。これをカバーし、板厚によらずＤＱ前のγの細粒化を促進するには圧延加工前の再加熱γの微細化が最も有効である。鋼の再加熱γの微細化は一般には加熱温度の低温化によって達成されるが、高強度鋼の場合は必ずしもそれが当てはまらない。
【０００３】
すなわち、種々の合金元素を比較的多く含む高強度鋼や合金鋼では、加熱温度が低くなると再加熱γが加熱前の組織の旧γをそのまま再現すること（旧γメモリー）が知られており、低温加熱時の再加熱γは前組織に依存して必ずしも微細化にはつながらない。また、当然ながら、加熱温度を上げれば加熱γは成長し、微細化は難しくなる。それゆえ最終鋼板の靭性を確保する上での大きな障害となっている。
【０００４】
低温加熱によっても再加熱γが微細化されず、むしろ粗大化する事実は、高強度鋼を再加熱焼入れ・焼戻しで製造する場合でも認識されていたが、ＤＱで製造する場合は、スタートが鋳片であるため、その影響は更に顕著である。すなわち、鋳片の旧γ粒径は通常の連続鋳造の場合、１mmのオーダーの粗大なものになるため、再加熱によってその旧γがそのまま再現されれば、再加熱組織は非常に粗大なγを含むことになり、著しい混粒組織となる。ちなみに一般に、普通鋼の再加熱γは１００〜３００μｍ程度である事を考えると、そのデメリットの大きさは容易に想像できる。これを制御圧延しても、限られた厚減比の中ではγ粒の均質化は非常に難しく、結局、ベイナイトもしくはマルテンサイト変態を経て形成される最終鋼板組織にも混粒が遺伝して、靭性劣化をもたらす。
【０００５】
このような再加熱によって前組織の旧γ粒がそのまま再現されることによる混粒形成のメカニズムは依然、明確でない。たとえば、渡辺らは日本鉄鋼協会「鉄と鋼」第６１年第１号（１９７５）ｐｐ．９６−１０６の論文において本現象を検討し、初期組織がマルテンサイトやベイナイトのラス組織の場合に起こることを確認し、再加熱時にラス間から生成するγがバリアント規制を受けることによって一定方位のものしか生成しないために旧γがそのまま再現されるとしているが、一方、松田らは日本鉄鋼協会「鉄と鋼」第６０年第２号（１９７４）ｐｐ．２６−２３８において、初期ラス組織に生成する針状γはマルテンサイト型変態によるものとしており、これが合体して旧γが再現された粗大粒を形成するとしている。更に、Ｓ．Ｔ．Ｋｉｍｍｉｎｓらは英金属学会「Ｍｅｔａｌ Ｓｃｉｅｎｃｅ」第１７巻１１号（１９８３）ｐｐ．５１９−５３２において、初期ラス組織から生成するγは残留γを起点に成長するものであるとしている。
【０００６】
このように、高強度鋼、合金鋼の再加熱γの粗大化・混粒化は発現機構が依然として判然としない上、その発現が高強度鋼、合金鋼に固有な前組織に因るところもあるため、その解決策もあまり見出せないでいた。唯一の解決策として考えられるのは、この旧γの再現が徐加熱によってより顕在化することから、再加熱の昇温速度を上げることであるが、連続鋳造鋳片のような厚みで単重の大きいものを現状の加熱速度の数倍から数十倍の速度でＡｃ3 以上の高温まで均一に加熱するのは現状の技術では難しい。また、過去の特許の開示においても有効な対策は見出されていない。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、近年、低温貯槽タンク、低温圧力容器、海洋構造物、ラインパイプ等の分野において、構造物の大型化などの背景から高強度鋼のニーズは高まっており、加えて安全性や貯蔵・輸送の効率化の観点から一層の低温靭性も要求されている。これに対応するためには、高強度鋼、合金鋼における上記課題の改善あるいは上記課題の克服による低温靭性の向上が必須となってきている。すなわち、従来、種々の合金元素を比較的多く含む高強度鋼や合金鋼では、低温加熱によっても旧γメモリーにより再加熱γが微細化されないという問題があり、直接焼入れ（ＤＱ）で製造する場合は、スタートが鋳片であるため、その影響は更に顕著であり、これを制御圧延しても、限られた厚減比の中ではγ粒の均質化は非常に難しく、結局、ベイナイトもしくはマルテンサイト変態を経て形成される最終鋼板組織にも混粒が遺伝して、靭性劣化をもたらすという問題があった。
【０００８】
そこで、本発明は、上記のような現状に鑑みて、引張強度が７８０ＭＰａ級以上で、靭性保証温度が−４０℃以下の優れた低温靭性が要求される構造物全般に供される低温靭性に優れた高強度鋼板の製造技術を提供せんとするものである。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
発明者らは、上記課題解決のための手段を種々実験的に検討し、その結果、連続鋳造鋳片をＡｃ3 以上の温度に再加熱して圧延し、直接焼入れ（ＤＱ）あるいは直接焼入れ＋テンパー（ＤＱＴ）で引張強度が７８０MPa 級以上の高強度鋼板を製造する場合、母材強度を満足する鋼材が得られる化学成分範囲に対して、靭性を向上させるための施策を検討から見出した。
【００１０】
すなわち、鋳造組織を再加熱する過程での組織変化を種々の熱処理実験ならびに電子顕微鏡を用いた解析により詳細に検討した結果、再加熱によるγの生成は４００〜６００ＭＰａ級の鋼で見られるのとは異なり、再加熱γの多くはラス組織に残留する残留γが起点となっていることを見出した。すなわち、鋼成分自身の焼入性が高いため、鋳造組織においても残留γがラス間に残るが、これが再加熱時に起点となり成長し合体するために旧γを再現するような粗大なγ粒に成長しうることが明らかとなった。さらに、本発明者らはその改善を検討し、鋳造時ならびに再加熱前の組織の改善手段、ならびに再加熱時になお混粒が形成された場合に圧延によってその混粒度を解決する手段を見出すに至った。
【００１１】
本発明は、かかる知見に基づいて完成されたもので、その要旨とするところは以下の通りである。
（１）質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｓｉ：０．００５〜０．５％、Ｍｎ：０．１〜２％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｎｉ：０．５〜５．５％、Ｎ：０．００１〜０．０１％を含有し、さらに、Ｎｂ：０．００５〜０．５％、Ｔｉ：０．００３〜０．０５％、Ｍｏ：０．１〜２％、Ｃｕ：０．０５〜１．５％、Ｃｒ：０．０５〜２．５％、Ｖ：０．０１〜０．５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％の１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、Ｃｅｑ．＝（％Ｃ）＋（％Ｍｎ）／６＋｛（％Ｎｉ）＋（％Ｃｕ）｝／１５＋｛（％Ｃｒ）＋（％Ｍｏ）＋（％Ｖ）｝／５で規定される炭素当量Ｃｅｑ．が０．５％以上である鋼成分とし、再加熱して粗圧延するに先立ち、鋳片を毎分１０℃以上の速度で４５０℃以上Ａｃ１点以下の温度に昇温する予備熱処理を施し、その後、Ａｃ３以上の温度に再加熱して、制御圧延を行った後、直接焼入れすることを特徴とする、引張強度が７８０ＭＰａ級以上で、靭性保証温度が−４０℃以下の低温靱性に優れた高強度鋼板の製造方法。
（２）質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｓｉ：０．００５〜０．５％、Ｍｎ：０．１〜２％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｎｉ：０．５〜５．５％、Ｎ：０．００１〜０．０１％を含有し、さらに、Ｎｂ：０．００５〜０．５％、Ｔｉ：０．００３〜０．０５％、Ｍｏ：０．１〜２％、Ｃｕ：０．０５〜１．５％、Ｃｒ：０．０５〜２．５％、Ｖ：０．０１〜０．５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％の１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、Ｃｅｑ．＝（％Ｃ）＋（％Ｍｎ）／６＋｛（％Ｎｉ）＋（％Ｃｕ）｝／１５＋｛（％Ｃｒ）＋（％Ｍｏ）＋（％Ｖ）｝／５で規定される炭素当量Ｃｅｑ．が０．５％以上である鋼成分とし、鋳片をＡｃ３以上の温度に再加熱して粗圧延する際、１パスあたりの平均圧下率を１２％以上とし、パス間時間を平均１５秒以上とし、引き続き、制御圧延による仕上げ圧延を行った後、直接焼入れすることを特徴とする、引張強度が７８０ＭＰａ級以上で、靭性保証温度が−４０℃以下の低温靱性に優れた高強度鋼板の製造方法。
（３）質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｓｉ：０．００５〜０．５％、Ｍｎ：０．１〜２％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｎｉ：０．５〜５．５％、Ｎ：０．００１〜０．０１％を含有し、さらに、Ｎｂ：０．００５〜０．５％、Ｔｉ：０．００３〜０．０５％、Ｍｏ：０．１〜２％、Ｃｕ：０．０５〜１．５％、Ｃｒ：０．０５〜２．５％、Ｖ：０．０１〜０．５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％の１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、Ｃｅｑ．＝（％Ｃ）＋（％Ｍｎ）／６＋｛（％Ｎｉ）＋（％Ｃｕ）｝／１５＋｛（％Ｃｒ）＋（％Ｍｏ）＋（％Ｖ）｝／５で規定される炭素当量Ｃｅｑ．が０．５％以上である鋼成分とし、再加熱して粗圧延するに先立ち、鋳片を毎分１０℃以上の速度で４５０℃以上Ａｃ１点以下の温度に昇温する予備熱処理を施し、その後、Ａｃ３以上の温度に再加熱して粗圧延する際、１パスあたりの平均圧下率を１２％以上とし、パス間時間を平均１５秒以上とし、引き続き、制御圧延による仕上げ圧延を行った後、直接焼入れすることを特徴とする、引張強度が７８０ＭＰａ級以上で、靭性保証温度が−４０℃以下の低温靱性に優れた高強度鋼板の製造方法。
（４）連続鋳造し、鋳造後８００℃以下Ａｒ３−５０℃までの冷却速度を毎分０．５℃以下として製造した鋳片を用いることを特徴とする、前記（１）乃至（３）のいずれかに記載の低温靱性に優れた高強度鋼板の製造方法。
【００１２】
【発明の実施の形態】
以下、本発明について詳細に説明する。本発明者らは、鋳片再加熱時の混粒発現は前組織に残る残留γが主要因であることを詳細な検討から見出したが、本発明は、そのために、制御圧延しても、限られた厚減比の中ではγ粒の均質化は非常に難しく、結局、ベイナイトもしくはマルテンサイト変態を経て形成される最終鋼板組織にも混粒が遺伝して、靭性劣化をもたらすという課題を解決しようとするものである。ここでは、この課題を、さらに次の二つの具体的な課題に分けて説明する。すなわち、前組織に残る残留γが鋳片再加熱時の混粒発現ひいては靭性劣化の主要因であるとの機構に基づけば、混粒回避にはいかに残留γの生成を回避・改変するかが第一の課題となる。一方、合金含有量が多くなるとともに残留γの生成は成分系固有の本質的なものとなり制御が難しくなるため、残留γの生成の回避・改変が不十分な場合に、いかに残留γ起因の再加熱の混粒組織を圧延段階で改善するかが第二の課題となる。
【００１３】
先ず第一の課題に対しては、種々の熱処理実験から、再加熱前に鋳造組織を４５０℃以上Ａｃ1 以下に毎分１０℃以上で昇温して予備的に熱処理することにより、残留γがフェライトとセメンタイとに分解して大きく減少することが見出された。この場合、温度が４５０℃未満では残留γの分解は見られず、Ａｃ1 を超えるとむしろ残留γが成長するため、最適な熱処理温度を４５０℃以上Ａｃ1 以下とした。この時、昇温速度も重要な制御因子であり、毎分１０℃未満で昇温した場合は、熱処理温度が適切であっても残留γの安定性が高まって分解が遅くなるため実用的でない。毎分１０℃以上にすると、残留γの分解が短時間で促進される。
【００１４】
このような昇温速度は、該熱処理温度の範囲まで昇温する場合は、現実的には炉温の初期設定温度を高めたり補助加熱設備を付加したりすることにより、鋳片内部の温度予測技術と合わせて達成・制御は可能である。熱処理に必要な時間は成分系に依存し、毎分１０℃以上で昇温すれば最適温度到達時に残留γが既にかなり減少するケースもあるが、一般には鋳片中心部が最適熱処理温度範囲に５分以上停留するのが好ましい。昇温速度は、速いほど好ましいので上限は特に規定しないが、技術的に可能な昇温速度は毎分６００℃以下である。また、昇温後の冷却方法については特に規定しない。
【００１５】
また、この熱処理によって一旦分解した残留γは熱処理後どのような冷却を施しても残留γに戻ることはないので、熱処理後の冷却はどのような方法を採ってもよいし、最適な熱処理温度に停留の後、直接再加熱のプロセスに移行してもよい。この予備的な熱処理による残留γ低減が再加熱γ組織に及ぼす影響を実際に見るために、再加熱温度到達後直ちに水冷してγ粒エッチングにより再加熱組織中のγ粒度を観察したところ、たしかに再加熱γは整粒・微細化していた。
なお、再加熱温度は、γ変態させるためＡｃ3 以上の温度が必要であり、γの粗大化や著しい一次スケールの生成を避けるために１３００℃以下とすることが好ましい。
【００１６】
第二の課題、すなわち再加熱で混粒が残る場合の改善としては、加熱後の粗圧延での再結晶による整粒化を検討した結果、各パスの平均圧下率とパス間時間を制御することでそれが図られることを見出した。すなわち、１パスあたりの平均圧下率を１２％以上、かつパス間時間を平均１５秒以上確保することで初期混粒の粗大粒部分が再結晶により有効に分割・微細化するが、パス圧下率の平均が１２％未満、またはパス間時間が平均で１５秒未満の場合はこの微細化が著しく不十分であるのが見出された。したがって、１パスあたりの平均圧下率を１２％以上、かつパス間時間を平均１５秒以上と規定した。この場合のパス間時間は圧延板の終端がロールを出てから次パスの先端がロールに噛み込まれるまでを指し、圧延時間から各パス所要時間を差し引いて、パス間回数で除することによって算出できる。
【００１７】
１パス圧下率およびパス間時間の制御は粗圧延の全パスの各パス毎に行われるのが最も有効であるが、粗圧延の厚み、形状制御のために全パスで行うことは現実的でない場合もあり、パススケジュールの一部に１パスあたりの圧下率１２％未満またはパス間１５秒未満を含んでも、平均で１パス圧下率１２％以上かつパス間１５秒以上であれば効果が得られる。なお、１パス圧下率は実用的には５０％未満とすることが好ましく、また、パス間時間は１２０秒を超えると温度降下が大きくなりすぎて直接焼入れの効果が損なわれる。
さらに本発明と、前述の再加熱前の予備的な熱処理による残留γ削減を重畳することで、さらに再加熱・圧延後のγの整粒・微細化は促進される。
【００１８】
これらの知見に加え、本発明者らはこれに供される高強度鋼の連続鋳造鋳片の組織改善も検討し、凝固後鋳片の最終組織が形成される８００℃以下の冷却速度を毎分０．５℃以下にすることで、残留γの生成が分散されるとともに、ラス組織の他にフェライトやグラニュラーなベイナイトが形成されて再加熱時の粗大粒生成を軽減することを見出した。かかる冷却速度の規定は少なくともＡｒ3 −５０℃までの温度範囲でおこなわないと効果が十分でない、したがって、冷却停止温度はＡｒ3 −５０℃以下であればよい。また、該温度域の冷却速度が毎分０．５℃を超えるとベイナイトやマルテンサイトのラス組織の形成が著しい。
冷却速度の制御は鋳造後の鋳片に保熱カバーをつける等により実施可能であり、冷却速度の下限はこのような通常の方法で実現可能な範囲とする。冷却速度を制御された鋳片を上記の発明と組み合わせることにより、さらに混粒回避、圧延後の整粒・微細化が促進できる。
【００１９】
次に本発明において、化学組成の限定理由を述べる。
Ｃは、鋼の強度を向上させる有効な成分として含有するもので、０．０１％未満では構造用鋼に必要な強度の確保が困難であるが、０．１５％を超える過剰の含有は母材及び溶接部の靭性や耐溶接割れ性を低下させるので、０．０１〜０．１５％の範囲とした。
【００２０】
次に、Ｓｉは、脱酸元素として、また、母材の強度確保に有効な元素であるが、０．００５％未満の含有では脱酸が不十分となり、また強度確保に不利である。逆に０．５％を超える過剰の含有は粗大な酸化物を形成して延性や靭性の劣化を招く。そこで、Ｓｉの範囲は０．００５〜０．５％とした。
【００２１】
また、Ｍｎは、母材の強度、靭性の確保に必要な元素であり、最低限０．１％以上含有する必要があるが、過剰に含有すると、焼入性過剰となり残留γの生成を促進し再加熱組織の混粒化を促進するとともに、溶接割れ性など劣化させるため、材質上許容できる範囲で上限を２％とした。
【００２２】
Ｐ、Ｓは、不純物元素で、延性、靭性を劣化させる元素であり、極力低減することが好ましいが、材質劣化が大きくなく、許容できる量として、Ｐの上限を０．０２％、Ｓの上限を０．０１％に限定する。
【００２３】
Ａｌは、脱酸、オーステナイト粒径の細粒化等に有効な元素である。効果を発揮するためには０．００１％以上含有する必要がある。一方、０．１％を超えて過剰に含有すると、粗大な酸化物を形成して延性を極端に劣化させるため、０．００１％〜０．１％の範囲に限定する必要がある。
【００２４】
Ｎｉは、靱性確保のために最も有効な元素であり、引張強度７８０MPa 以上の高強度鋼において靭性の保証温度が−４０℃及び更に低温になるようなケースも含めると少なくとも０．５％以上、好ましくは１％以上含有させる必要がある。一方、Ｎｉは高価な合金元素であり、さらに含有量が多くなると加工熱処理によって鋼材を製造する場合の焼入れ性が過剰となるため、上限を５．５％、好ましくは５％とする。
【００２５】
Ｎは、ＡｌやＴｉと結びついてオーステナイト粒微細化に有効に働くため、微量であれば機械的性質向上に寄与する。また、工業的に鋼中のＮを完全に除去することは不可能であり、必要以上に低減することは製造工程に過大な負荷をかけるため好ましくない。そのため、工業的に制御が可能で、製造工程への負荷が許容できる範囲として下限を０．００１％とする。過剰に含有すると、固溶Ｎが増加し、延性や靭性に悪影響を及ぼす可能性があるため、許容できる範囲として上限を０．０１％とする。
【００２６】
さらに、本発明の成分系では、強度確保および靭性確保のための組織制御に、加工熱処理におけるオーステナイトの再結晶抑制に有効なＮｂ、Ｔｉ、および、焼入れ性の制御に有効なＭｏ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｖ、Ｂの１種または２種以上を含有させる。各々の元素の添加範囲は以下のように限定する。
【００２７】
Ｎｂは、オーステナイト相中に固溶及び析出状態で、オーステナイトの再結晶を抑制するために、また、変態時あるいは焼戻し時にＮｂ（Ｃ，Ｎ）を形成することで、強度の向上に有効な元素であるが、過剰の含有では析出脆化により靭性が劣化する。従って、靭性の劣化を招かずに、効果を発揮できる範囲として、０．００５〜０．５％の範囲に限定する。
【００２８】
Ｔｉは、析出強化により母材強度向上に寄与するとともに、高温でも安定なＴｉＮの形成により加熱オーステナイト粒径微細化にも有効な元素であり、加工熱処理を基本とする本発明においては重要な元素である。効果を発揮するためには０．００３％以上の含有が必要である。一方、０．０５％を超えると、粗大な析出物、介在物を形成して靭性や延性を劣化させるため、上限を０．０５％とする。
【００２９】
Ｍｏは焼入れ性向上、強度向上、耐焼戻し脆化、耐ＳＲ脆化に有効な元素でもあり、その効果を発揮するためには、０．１％以上の添加が必要であり、一方、２％を超える添加では逆に靱性、溶接性が劣化するため、０．１〜２％に限定する。
【００３０】
Ｃｕは、焼入れ性向上、固溶強化、析出強化の効果を有するが、１．５％超では熱間加工性に問題を生じるので、効果を発揮し、かつ熱間加工性等の問題を生じない範囲として、本発明においては、０．０５〜１．５％の範囲に限定する。
【００３１】
Ｃｒは、焼入れ性向上、析出強化により母材の強度向上に有効な元素であるが、明瞭な効果を生じるためには０．０５％以上必要であり、一方、２．５％を超えて添加すると、靭性及び溶接性が劣化する傾向を有するため、０．０５〜２．５％の範囲とする。
【００３２】
Ｖは、焼入れ性向上とともにＶＮを形成して強度向上に有効な元素であるが、過剰の含有では析出脆化により靭性が劣化する。従って、靭性の大きな劣化を招かずに、効果を発揮できる範囲として、０．０１〜０．５％の範囲に限定する。
【００３３】
Ｂは、固溶状態でオーステナイト粒界に偏析することで、微量で焼入れ性を高めることが可能な元素であるが、粒界に偏析した状態では、オーステナイトの再結晶抑制にも有効である。焼入性、再結晶抑制に効果を発揮するためには０．０００５％以上の添加が必要であるが、一方、０．００５％を超える過剰の添加では、ＢＮ、Ｆｅ23（Ｃ，Ｂ）6 等の粗大な析出物を生じて、靱性が劣化するため、０．０００５〜０．００５％に限定する。
【００３４】
さらに、７８０MPa 級以上の強度を確保するためには、
Ｃｅｑ．＝（％Ｃ）＋（％Ｍｎ）／６＋｛（％Ｎｉ）＋（％Ｃｕ）｝／１５＋ ｛（％Ｃｒ）＋（％Ｍｏ）＋（％Ｖ）｝／５で規定される炭素当量値が０．５％以上のＣ及び合金元素の添加が必要である。また、このような合金元素を有する鋳片の再加熱ほど、前述した再加熱γの制御や粗圧延による整粒化が必要ということでもある。なお、好ましくは、低温靱性の確保の観点から炭素当量値の上限を１．９５％とする。
【００３５】
【実施例】
以上が、本発明の要件についての説明であるが、さらに、実施例に基づいて本発明の効果を示す。
表１に示すＡ〜Ｆの６種の化学組成を検討した。このうち、Ａ〜Ｄは本発明範囲の組成であり、Ｅ，Ｆの２種は発明外の組成である。これを実機転炉で溶製し、表２に示すように８種の実機鋳片を作製した。いずれも２４０mm厚であるが、Ｂ，Ｃでは２種類の鋳片、Ｂ１，Ｂ２ならびにＣ１，Ｃ２を作成し、Ｂ２およびＣ２は鋳造後保熱カバーを用いて８００℃以下の冷却速度を毎分０．５℃以下にした。溶鋼のスーパーヒートならびに鋳造条件はいずれも一般的な連続鋳造で用いられるものとした。
【００３６】
これらの鋳片を用いて、表３に示す１５条件で圧延＋ＤＱＴにて５０mm厚の鋼板を作製し、その強度、靭性を調査した。Ｎｏ．１〜９は本発明例であり、Ｎｏ．１〜３は鋳片を再加熱する前に残留γを軽減するために予備熱処理を施したもの、Ｎｏ．４〜６は再加熱後の圧延で１パスあたりの平均圧下率、平均パス間時間を制御したもの、さらにＮｏ．７〜９では予備熱処理と圧延中の平均圧下率、平均パス間時間の制御を両方行ったものである。また、Ｎｏ．３と６では鋳造後の冷却速度を制御した鋳片を用いた。
【００３７】
一方、Ｎｏ．１０〜１５は比較例で、Ｎｏ．１０，１１では予備熱処理は行ったが、加熱温度、昇温速度の点で本発明から外れるもの、Ｎｏ．１２，１３は予備熱処理、圧延中の平均圧下率、平均パス間時間の制御、いずれも行わなかったものである。
【００３８】
いずれの鋳片も１０００℃〜１１００℃に再加熱・均熱し、抽出後、粗圧延を１００mmまで行い、その後８５０℃まで放冷して仕上圧延にて５０mmまで圧延し、直ちに１００℃以下まで水冷した後、５５０℃３０分の焼戻し処理を行った。強度は圧延Ｌ方向、靭性は圧延方向に垂直Ｃ方向のｔ／４部で評価した。
【００３９】
本発明例Ｎｏ．１〜９と比較例Ｎｏ１０〜１３の靭性を比べると、本発明の効果は明らかであり、延性−脆性破面遷移温度（vTrs）が大きく改善している。実際、比較例の鋼板では鋼板断面ミクロ組織においてしばしば組織単位の著しく大きい部分が認められた。
【００４０】
個々のデータを比較した場合、Ｎｏ．２とＮｏ．３、あるいはＮｏ．５とＮｏ．６を比較すると、鋳片の冷却速度を制御した方がしないものより向上が認められるとともに、Ｎｏ．７〜９では予備熱処理と圧延中の平均圧下率、平均パス間時間の制御を両方行ったものは、そのいずれかを行ったものより更なる向上が得られるといえる。一方、比較材Ｎｏ．１０，１１は予備熱処理の条件が不適切であったため、圧延後の組織混粒が改善されず、むしろ悪化する傾向も見られた。Ｎｏ．１４，１５は組成が本発明外であり、強度、あるいは靭性が本発明の目指すものに届いていない。
【００４１】
【表１】
【表２】
【表３】
【発明の効果】
本発明により、引張強度が７８０MPa 級以上で、靭性保証温度が−４０℃以下の優れた低温靭性を有する高強度鋼板の製造が可能となる。その結果、低温貯槽タンク、低温圧力容器、海洋構造物、船舶、橋梁、ラインパイプ等へ、安全性に極めて優れた構造材料を提供することが可能となり、その産業上の効果は極めて大きいといえる。
Claims (4)
- 質量％で、
Ｃ ：０．０１〜０．１５％、
Ｓｉ：０．００５〜０．５％、
Ｍｎ：０．１〜２％、
Ｐ ：０．０２％以下、
Ｓ ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．００１〜０．１％、
Ｎｉ：０．５〜５．５％、
Ｎ ：０．００１〜０．０１％
を含有し、さらに、
Ｎｂ：０．００５〜０．５％、
Ｔｉ：０．００３〜０．０５％、
Ｍｏ：０．１〜２％、
Ｃｕ：０．０５〜１．５％、
Ｃｒ：０．０５〜２．５％、
Ｖ ：０．０１〜０．５％、
Ｂ ：０．０００５〜０．００５％
の１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、
Ｃｅｑ．＝（％Ｃ）＋（％Ｍｎ）／６＋｛（％Ｎｉ）＋（％Ｃｕ）｝／１５＋｛（％Ｃｒ）＋（％Ｍｏ）＋（％Ｖ）｝／５
で規定される炭素当量Ｃｅｑ．が０．５％以上である鋼成分とし、再加熱して粗圧延するに先立ち、鋳片を毎分１０℃以上の速度で４５０℃以上Ａｃ１点以下の温度に昇温する予備熱処理を施し、その後、Ａｃ３以上の温度に再加熱して、制御圧延を行った後、直接焼入れすることを特徴とする、引張強度が７８０ＭＰａ級以上で、靭性保証温度が−４０℃以下の低温靱性に優れた高強度鋼板の製造方法。 - 質量％で、
Ｃ ：０．０１〜０．１５％、
Ｓｉ：０．００５〜０．５％、
Ｍｎ：０．１〜２％、
Ｐ ：０．０２％以下、
Ｓ ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．００１〜０．１％、
Ｎｉ：０．５〜５．５％、
Ｎ ：０．００１〜０．０１％
を含有し、さらに、
Ｎｂ：０．００５〜０．５％、
Ｔｉ：０．００３〜０．０５％、
Ｍｏ：０．１〜２％、
Ｃｕ：０．０５〜１．５％、
Ｃｒ：０．０５〜２．５％、
Ｖ ：０．０１〜０．５％、
Ｂ ：０．０００５〜０．００５％
の１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、
Ｃｅｑ．＝（％Ｃ）＋（％Ｍｎ）／６＋｛（％Ｎｉ）＋（％Ｃｕ）｝／１５＋｛（％Ｃｒ）＋（％Ｍｏ）＋（％Ｖ）｝／５
で規定される炭素当量Ｃｅｑ．が０．５％以上である鋼成分とし、鋳片をＡｃ３以上の温度に再加熱して粗圧延する際、１パスあたりの平均圧下率を１２％以上とし、パス間時間を平均１５秒以上とし、引き続き、制御圧延による仕上げ圧延を行った後、直接焼入れすることを特徴とする、引張強度が７８０ＭＰａ級以上で、靭性保証温度が−４０℃以下の低温靱性に優れた高強度鋼板の製造方法。 - 質量％で、
Ｃ ：０．０１〜０．１５％、
Ｓｉ：０．００５〜０．５％、
Ｍｎ：０．１〜２％、
Ｐ ：０．０２％以下、
Ｓ ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．００１〜０．１％、
Ｎｉ：０．５〜５．５％、
Ｎ ：０．００１〜０．０１％
を含有し、さらに、
Ｎｂ：０．００５〜０．５％、
Ｔｉ：０．００３〜０．０５％、
Ｍｏ：０．１〜２％、
Ｃｕ：０．０５〜１．５％、
Ｃｒ：０．０５〜２．５％、
Ｖ ：０．０１〜０．５％、
Ｂ ：０．０００５〜０．００５％
の１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、
Ｃｅｑ．＝（％Ｃ）＋（％Ｍｎ）／６＋｛（％Ｎｉ）＋（％Ｃｕ）｝／１５＋｛（％Ｃｒ）＋（％Ｍｏ）＋（％Ｖ）｝／５
で規定される炭素当量Ｃｅｑ．が０．５％以上である鋼成分とし、再加熱して粗圧延するに先立ち、鋳片を毎分１０℃以上の速度で４５０℃以上Ａｃ１点以下の温度に昇温する予備熱処理を施し、その後、Ａｃ３以上の温度に再加熱して粗圧延する際、１パスあたりの平均圧下率を１２％以上とし、パス間時間を平均１５秒以上とし、引き続き、制御圧延による仕上げ圧延を行った後、直接焼入れすることを特徴とする、引張強度が７８０ＭＰａ級以上で、靭性保証温度が−４０℃以下の低温靱性に優れた高強度鋼板の製造方法。 - 連続鋳造し、鋳造後８００℃以下Ａｒ３−５０℃までの冷却速度を毎分０．５℃以下として製造した鋳片を用いることを特徴とする、請求項１乃至３のいずれか１項に記載の低温靱性に優れた高強度鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001320387A JP3699670B2 (ja) | 2001-10-18 | 2001-10-18 | 低温靱性に優れた高強度鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001320387A JP3699670B2 (ja) | 2001-10-18 | 2001-10-18 | 低温靱性に優れた高強度鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2003129134A JP2003129134A (ja) | 2003-05-08 |
| JP3699670B2 true JP3699670B2 (ja) | 2005-09-28 |
Family
ID=19137787
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2001320387A Expired - Fee Related JP3699670B2 (ja) | 2001-10-18 | 2001-10-18 | 低温靱性に優れた高強度鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3699670B2 (ja) |
Families Citing this family (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4874435B2 (ja) * | 2010-02-08 | 2012-02-15 | 新日本製鐵株式会社 | 厚鋼板の製造方法 |
| CN102666885B (zh) * | 2010-02-15 | 2013-08-07 | 新日铁住金株式会社 | 厚钢板的制造方法 |
| BR112012029698B1 (pt) * | 2010-05-27 | 2019-02-19 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Método de produção de uma chapa de aço de alta resistência para uma estrutura soldada |
| EP3190201A1 (en) * | 2012-12-13 | 2017-07-12 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) | Thick steel plate having excellent cryogenic toughness |
| JP5973907B2 (ja) * | 2012-12-27 | 2016-08-23 | 株式会社神戸製鋼所 | 極低温靱性に優れた厚鋼板 |
| JP5973902B2 (ja) * | 2012-12-13 | 2016-08-23 | 株式会社神戸製鋼所 | 極低温靭性に優れた厚鋼板 |
| CN103898418B (zh) * | 2014-03-07 | 2016-05-04 | 舞阳钢铁有限责任公司 | 大厚度Ni系低温容器用钢板及其生产方法 |
| CN107988552A (zh) * | 2017-11-17 | 2018-05-04 | 共享铸钢有限公司 | 大型核电外缸铸造生产方法 |
| CN111455255B (zh) * | 2020-03-30 | 2022-05-06 | 江阴兴澄特种钢铁有限公司 | 一种80-100mm特厚海上风电用EH36钢的制备方法 |
| CN114134387B (zh) * | 2021-11-15 | 2022-10-25 | 山东钢铁集团日照有限公司 | 一种抗拉强度1300MPa级厚规格超高强钢板及其制造方法 |
Family Cites Families (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0672255B2 (ja) * | 1985-11-01 | 1994-09-14 | 川崎製鉄株式会社 | 焼入れ―焼戻しによる低降伏比の６０ｋｇｆ／ｍｍ２級鋼板の製造方法 |
| JPH05331538A (ja) * | 1992-06-01 | 1993-12-14 | Kobe Steel Ltd | 板厚中央部の靭性の優れた厚肉高靭性高張力鋼板の製 造方法 |
| JP4006112B2 (ja) * | 1998-09-28 | 2007-11-14 | 新日本製鐵株式会社 | 結晶粒の微細な高張力鋼の製造方法 |
-
2001
- 2001-10-18 JP JP2001320387A patent/JP3699670B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2003129134A (ja) | 2003-05-08 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR100957970B1 (ko) | 후물 고강도 고인성 강판 및 그 제조방법 | |
| JP7219882B2 (ja) | 圧力容器用鋼材及びその製造方法 | |
| JP6872616B2 (ja) | 耐水素誘起割れ性に優れた圧力容器用鋼材及びその製造方法 | |
| JP6700400B2 (ja) | Ｐｗｈｔ抵抗性に優れた低温圧力容器用鋼板及びその製造方法 | |
| JP4718866B2 (ja) | 溶接性およびガス切断性に優れた高張力耐火鋼およびその製造方法 | |
| JP7339339B2 (ja) | 冷間加工性及びｓｓｃ抵抗性に優れた超高強度鋼材及びその製造方法 | |
| JP6616002B2 (ja) | 低温歪み時効衝撃特性に優れた高強度鋼材及びその製造方法 | |
| JP7411072B2 (ja) | 低温衝撃靭性に優れた高強度極厚物鋼材及びその製造方法 | |
| KR100630402B1 (ko) | 고온 강도가 우수한 고장력 강 및 그 제조 방법 | |
| JP2009024228A (ja) | 高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用鋼の製造方法 | |
| JP3699670B2 (ja) | 低温靱性に優れた高強度鋼板の製造方法 | |
| JP2007284712A (ja) | 靭性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法及び靭性に優れた厚手高強度鋼板 | |
| JP4362219B2 (ja) | 高温強度に優れた鋼およびその製造方法 | |
| JP2005281842A (ja) | 溶接部靭性に優れた低温用低降伏比鋼材の製造方法 | |
| KR100957961B1 (ko) | 용접부 인성이 우수한 고강도 라인파이프 강재 및 그제조방법 | |
| JP7265008B2 (ja) | 水素誘起割れ抵抗性に優れた圧力容器用鋼材及びその製造方法 | |
| JP7197699B2 (ja) | 水素誘起割れ抵抗性に優れた圧力容器用鋼材及びその製造方法 | |
| JP4348102B2 (ja) | 高温強度に優れた４９０ＭＰａ級高張力鋼ならびにその製造方法 | |
| KR100306149B1 (ko) | 고장력 열연강판의 제조방법 | |
| JPH11131177A (ja) | 溶接後熱処理の省略可能な中常温圧力容器用鋼板およびその製造方法 | |
| JP2022514019A (ja) | 脆性亀裂開始抵抗性に優れた構造用極厚物鋼材及びその製造方法 | |
| JP3285732B2 (ja) | 耐火用圧延形鋼およびその製造方法 | |
| JP2532176B2 (ja) | 溶接性および脆性亀裂伝播停止特性の優れた高張力鋼の製造方法 | |
| JP4028815B2 (ja) | 高温強度に優れた７８０ＭＰａ級高張力鋼ならびにその製造方法 | |
| JP4348103B2 (ja) | 高温強度に優れた５９０ＭＰａ級高張力鋼ならびにその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20040927 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20041012 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20041213 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20050302 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20050426 |
|
| 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: 20050705 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20050708 |
|
| R151 | Written notification of patent or utility model registration |
Ref document number: 3699670 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20080715 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090715 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090715 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100715 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110715 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120715 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130715 Year of fee payment: 8 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130715 Year of fee payment: 8 |
|
| S531 | Written request for registration of change of domicile |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313531 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130715 Year of fee payment: 8 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130715 Year of fee payment: 8 |
|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130715 Year of fee payment: 8 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| 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 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |