JP4311020B2

JP4311020B2 - 低降伏比高強度高靱性鋼板及びその製造方法

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Publication number: JP4311020B2
Application number: JP2003005465A
Authority: JP
Inventors: 隆二村岡; 茂遠藤; 信行石川; 豊久新宮
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2003-01-14
Filing date: 2003-01-14
Publication date: 2009-08-12
Anticipated expiration: 2023-01-14
Also published as: JP2004217980A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、建築、海洋構造物、ラインパイプ、造船、土木、建設機械等の分野で使用される、低降伏比高強度高靱性鋼板とその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
溶接鋼構造物の大型化、コスト削減の観点から、より高強度、高靭性を有する鋼板の需要が高まっている。通常、高強度高靭性鋼板は、焼入れ焼戻し処理や制御圧延・制御冷却を用いる、いわゆるＴＭＣＰ法により製造されるが、焼入れ焼戻し処理は時間と手間を要し、製造コスト高である。また、ＴＭＣＰ法を用いて鋼材の高強度化を行なう際には、鋼材への多量の合金元素の添加が必要であり、合金元素添加によるコスト上昇、ならびに溶接熱影響部靭性の劣化が問題となる。さらに、建築、ラインパイプ等の分野においては耐震性の観点から、低降伏比が要求されている。
【０００３】
焼入れ焼戻し処理の欠点を補うために、圧延後そのまま焼入れを行う直接焼入れ技術が知られている（例えば、特許文献１、特許文献２参照。）。しかし、焼戻し工程を圧延・冷却ラインと別のラインで行うため従来の形式と大差がなく、製造効率、製造コストの改善には至らない。
【０００４】
一方、圧延から焼入れ焼戻し処理までを同一ラインで行い、かつ急速加熱で保持時間無しの焼戻し処理を行う技術が知られている（例えば、特許文献３、特許文献４参照。）。すべての工程を同一ラインで行うことで製造時間が短縮されるので、製造効率、製造コストが大幅に改善される。また、この技術で製造された鋼材は、急冷によってベイナイトまたはマルテンサイト組織とした後に、急速加熱焼戻しを行うことによって、過飽和に固溶した炭素が微細なセメンタイトとして析出し、さらに保持時間無しの焼戻し処理によりセメンタイトが粗大化しないため、強度靱性に優れている。
【０００５】
【特許文献１】
特公昭５３−６６１６号公報
【０００６】
【特許文献２】
特公昭５８−３０１１号公報
【０００７】
【特許文献３】
特許３０１５９２３号公報
【０００８】
【特許文献４】
特許３０１５９２４号公報
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、特許文献３、特許文献４に記載の技術では、製造効率、製造コストを大幅に改善できるが、高強度の鋼を得るためには、その実施例が示すように、鋼材の炭素含有量を高めるか、あるいはその他の合金元素の添加量を増やす必要があるため、素材コストの上昇を招くだけでなく、溶接熱影響部靭性の劣化が問題となる。また、低降伏比化に関する記述もない。このように従来の技術では、多量の合金元素を添加することなく低降伏比高強度高靱性鋼板を製造することは困難である。
【００１０】
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、多量の合金元素を添加することなく、低コストで製造できる、低降伏比高強度高靱性鋼板及びその製造方法を提供することにある。
【００１１】
【課題を解決するための手段】
このような課題を解決するための本発明の特徴は以下の通りである。
（１）、質量％で、Ｃ：０．０２以上、０．０７％未満、Ｓｉ：０．０１〜０.５％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜０．３５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０４％、Ａｌ：０．０１〜０．０８％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、原子％でのＣ量とＭｏ、Ｔｉの合計量の比であるＣ／（Ｍｏ+Ｔｉ）が０．５〜３．０であり、金属組織が実質的にフェライトとベイナイトの２相組織であり、ベイナイト相中にＴｉと、Ｍｏとを含む炭化物が分散析出していることを特徴とする、引張強度５８０ＭＰａ以上の低降伏比高強度高靱性鋼板。
（２）、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．０７％および/またはＶ：０．００５〜０．１０％を含有し、原子%でのＣ量とＭｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの合計量の比であるＣ／（Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ）が０．５〜３．０であり、ベイナイト相中にＴｉと、Ｍｏと、Ｎｂおよび／またはＶとを含む炭化物が分散析出していることを特徴とする請求項１に記載の引張強度５８０ＭＰａ以上の低降伏比高強度高靱性鋼板。
（３）、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｂ：０．００５％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．００３％の中から選ばれる１種又は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に記載の引張強度５８０ＭＰａ以上の低降伏比高強度高靱性鋼板。
（４）、（１）ないし（３）のいずれかに記載の成分組成を有する鋼を、１０００〜１３００℃の温度に加熱し、６５０〜７５０℃の圧延終了温度で熱間圧延した後、５℃/s以上の冷却速度で３００〜６００℃まで加速冷却を行い、その後直ちに０．５℃/s以上の昇温速度で５５０〜７００℃まで再加熱を行うことを特徴とする、引張強度５８０ＭＰａ以上の低降伏比高強度高靱性鋼板の製造方法。
【００１２】
【発明の実施の形態】
本発明者らは低降伏比高強度鋼板の溶接熱影響部靭性改善を目的に、鋼板の製造方法を鋭意検討し、２相域での制御圧延後の加速冷却とその後の再加熱という製造プロセスにおいて、ベイナイト変態途中で再加熱を行うことによって、加速冷却時のベイナイト変態による強化に加え、再加熱時にベイナイトを主体とする硬質相中に析出する微細析出物による析出強化によって、合金元素が少なく低成分系の鋼においてもフェライトと、ベイナイトを主体とする硬質相の２相組織の高強度化が可能になるという知見を得た。そして、Ｍｏ、Ｔｉを含有する鋼を用いることで、極めて微細なＭｏと、Ｔｉとの複合炭化物の分散析出が得られ、また、ＮｂやＶを複合添加する場合でも、Ｔｉ、ＭｏとＮｂおよび／またはＶを含む析出物を分散析出させることによって２相組織中の硬質相の高強度化が達成できるという知見を得た。
【００１３】
本発明は上記のような、２相域圧延時に生成したフェライトと、圧延後の加速冷却ならびにその後の再加熱によって生じるＴｉ、Ｍｏを基本として含有する析出物が分散析出したベイナイトを主体とする硬質相との２相組織を有する高強度鋼板の製造方法に関するものであり、変態強化に加え析出強化を最大限に活用するため、合金元素を多量に添加する必要がなく、溶接熱影響部靭性を損なうことなく高強度化が達成できるものである。さらに、本技術により製造した２相組織鋼は、硬質相の硬さが従来法に比べて高いため軟質相と硬質相の硬度差が大きく、さらなる低降伏比化が達成できる。
【００１４】
以下、本発明の低降伏比高強度高靭性鋼板について詳しく説明する。まず、本発明の鋼板の組織について説明する。
【００１５】
本発明の鋼板の金属組織は軟質相と硬質相の２相組織であり、実質的にはフェライトとベイナイトの２相組織である。本発明では、加速冷却時のベイナイト変態による変態強化と、加速冷却後に再加熱してベイナイトを主体とする硬質相中に析出する微細析出物による析出強化を複合して活用することにより、合金元素を多量に添加することなく高強度化が可能である。一方、フェライトは軟質で延性に富んでいるが、より高強度の硬質相との２相組織とすることにより十分な強度を有するものとなる。さらに、軟質層と硬質層の硬度差が大きくなるため降伏比はさらに低いものとなる。２相組織の硬質相はベイナイトが主体であり、マルテンサイトやパーライトなどの異なる金属組織が1種または2種以上混在する場合があるが、強度が低下するため、フェライト相とベイナイト相以外の組織分率は少ない程良い。しかし、フェライト相とベイナイト相以外の組織の体積分率が低い場合はその影響が無視できるため、トータルの体積分率で５％以下の他の金属組織を、すなわちマルテンサイト、パーライト等を1種または2種以上含有してもよい。また、強度確保の観点からベイナイト分率を１０％以上に、母材の靭性確保の観点からフェライト分率を１０％以上にする事が望ましい。
【００１６】
次に、上記のベイナイト相（硬質相）内に分散析出する析出物について説明する。
【００１７】
本発明の鋼板では、硬質相中のＭｏとＴｉとを基本として含有する析出物による析出強化を利用している。Ｍｏ及びＴｉは鋼中で炭化物を形成する元素であり、ＭｏＣ、ＴｉＣの析出により鋼を強化することは従来より行われているが、本発明ではＭｏとＴｉを複合添加して、ＭｏとＴｉとを基本として含有する複合炭化物を鋼中に微細析出させることにより、ＭｏＣまたはＴｉＣの析出強化の場合に比べて、より大きな強度向上効果が得られることが特徴である。この従来にない大きな強度向上効果は、ＭｏとＴｉとを基本として含有する複合炭化物が安定でかつ成長速度が遅いので、粒径が１０nm未満の極めて微細な析出物が得られることによるものである。
【００１８】
ＭｏとＴｉとを基本として含有する複合炭化物は、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｃのみで構成される場合は、ＭｏとＴｉの合計とＣとが原子比で１：１の付近で化合しているものであり、高強度化に非常に効果がある。本発明では、Ｎｂおよび／またはＶを複合添加することにより、析出物がＭｏ、ＴｉとＮｂおよび／またはＶを含んだ複合炭化物となり、同様の析出強化が得られることを見出した。
【００１９】
本発明において鋼板内に分散析出する析出物である、ＭｏとＴｉとを主体とする複合炭化物は、以下に述べる成分の鋼に本発明の製造方法を用いて鋼板を製造することにより、硬質相中に分散させて得ることができる。
【００２０】
次に、本発明の低降伏比高強度高靭性鋼板の化学成分について説明する。以下の説明において％で示す単位は全て質量％である。
【００２１】
Ｃ：０.０２％以上、０.０７％未満とする。Ｃは炭化物として析出強化に寄与する元素であるが、０.０２％未満では十分な強度が確保できず、０.０７％以上では靭性を劣化させるため、Ｃ含有量を０.０２以上、０.０７％未満に規定する。
【００２２】
Ｓｉ：０.０１〜０.５％とする。Ｓｉは脱酸のため添加するが、０.０１％未満では脱酸効果が十分でなく、０.５％を超えると靭性や溶接性を劣化させるため、Ｓｉ含有量を０.０１〜０.５％に規定する。
【００２３】
Ｍｎ：０.５〜２.０％とする。Ｍｎは強度、靭性のため添加するが、０.５％未満ではその効果が十分でなく、２.０％を超えると靱性ならびに溶接性が劣化するため、Ｍｎ含有量を０.５〜２.０％に規定する。
【００２４】
Ａｌ：０.０１〜０.０８％とする。Ａｌは脱酸剤として添加されるが、０.０１％未満では効果がなく、０.０８％を超えると鋼の清浄度が低下し、靱性が劣化するため、Ａｌ含有量は０.０１〜０.０８％に規定する。
【００２５】
Ｍｏ：０.０５〜０.３５％とする。Ｍｏは本発明において重要な元素であり、０.０５％以上含有させることで、熱間圧延後冷却時のパーライト変態を抑制しつつ、Ｔｉとの微細な複合析出物を形成し、強度上昇に大きく寄与する。しかし、０.５％を超えると溶接熱影響部靭性の劣化を招くことから、Ｍｏ含有量を０.０５〜０.３５％に規定する。
【００２６】
Ｔｉ：０.００５〜０.０４％とする。ＴｉはＭｏと同様に本発明において重要な元素である。０.００５％以上添加することで、Ｍｏと複合析出物を形成し、強度上昇に大きく寄与する。しかし、０.０４％を超える添加は溶接熱影響部靭性の劣化を招くため、Ｔｉ含有量は０.００５〜０.０４％に規定する。
【００２７】
本発明の低降伏比高強度高靭性鋼板は上記の成分の鋼を用いることで、ＴｉとＭｏを含有する複合炭化物の微細析出物が得られるが、析出強化を最大限に利用するためには、炭化物を形成する元素の含有量の割合を以下のように制限することが望ましい。すなわち、原子％でのＣ量とＭｏ、Ｔｉの合計量の比である、Ｃ／(Ｍｏ＋Ｔｉ)は０.５〜３.０が好ましい。本発明による高強度化はＴｉ、Ｍｏを含む析出物によるものである。この複合析出物による析出強化を有効に利用するためには、Ｃ量と炭化物形成元素であるＭｏ、Ｔｉの関係が重要であり、これらの元素を適正なバランスのもとで添加することによって、熱的に安定かつ非常に微細な複合析出物を得ることが出来る。このとき各元素の原子％の含有量で表される、Ｃ／（Ｍｏ＋Ｔｉ）の値が０.５未満または３.０を越える場合はいずれかの元素量が過剰であり、溶接熱影響部に島状マルテンサイトなどの硬化組織が形成し溶接熱影響部靭性の劣化を招くため、Ｃ／（Ｍｏ＋Ｔｉ）の値を０.５〜３.０とするのが好ましい。ただし、各元素記号は原子％での各元素の含有量である。なお、質量％の含有量を用いる場合には(C/12.01)/(Mo/95.9+Ti/47.9)で表される。
【００２８】
Ｎｂおよび／またはＶは、Ｔｉ及びＭｏとともに微細複合炭化物を形成するので、本発明の鋼板は、Ｎｂおよび／またはＶを含有してもよい。
【００２９】
Ｎｂ：０.００５〜０.０７％とする。Ｎｂは組織の微細粒化により靭性を向上させるが、Ｔｉ及びＭｏと共に複合析出物を形成し、強度上昇に寄与する。しかし、０.００５％未満では効果がなく、０.０７％を超えると溶接熱影響部の靭性が劣化するため、Ｎｂ含有量は０.００５〜０.０７％に規定する。
【００３０】
Ｖ：０.００５〜０.１０％とする。ＶもＮｂと同様にＴｉ及びＭｏと共に複合析出物を形成し、強度上昇に寄与する。しかし、０.００５％未満では効果がなく、０.１０％を超えると溶接熱影響部の靭性が劣化するため、Ｖ含有量は０.００５〜０.１０％に規定する。
【００３１】
Ｎｂおよび／またはＶを含有する場合には、原子％でのＣ量とＭｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの合計量の比である、Ｃ／（Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ）は０.５〜３.０とすることが好ましい。本発明による高強度化はＴｉ、Ｍｏを含む析出物によるが、Ｎｂおよび／またはＶを含有する場合はそれらを含んだ複合析出物（主に炭化物）となる。このとき各元素の原子％の含有量で表される、Ｃ／（Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ）の値が０.５未満または３.０を越える場合はいずれかの元素量が過剰であり、溶接熱影響部に島状マルテンサイトなどの硬化組織が形成し溶接熱影響部靭性の劣化を招くため、Ｃ／（Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ）の値を０.５〜３.０とするのが好ましい。ただし、各元素記号は原子％の各元素の含有量である。なお、質量％の含有量を用いる場合には(C/12.01)/(Mo/95.9+Ti/47.9+Nb/92.91+V/50.94)で表される。
【００３２】
本発明では鋼板の強度靱性をさらに改善する目的で、以下に示すＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｂ、Ｃａの１種又は２種以上を含有してもよい。
【００３３】
Ｃｕ：０.５０％以下とする。Ｃｕは靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であるが、多く添加すると溶接性が劣化するため、添加する場合は０.５０％を上限とする。
【００３４】
Ｎｉ：０.５０％以下とする。Ｎｉは靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であるが、多く添加するとコスト的に不利になり、また、溶接熱影響部靱性が劣化するため、添加する場合は０.５０％を上限とする。
【００３５】
Ｃｒ：０.５０％以下とする。ＣｒはＭｎと同様に低Ｃでも十分な強度を得るために有効な元素であるが、多く添加すると溶接性を劣化するため、添加する場合は０.５０％を上限とする。
【００３６】
Ｂ：０.００５％以下とする。Ｂは強度上昇、ＨＡＺ靭性改善に寄与する元素であるが、０.００５％を越えて添加すると溶接性を劣化させるため、添加する場合は０.００５％以下とする。
【００３７】
Ｃａ：０．０００５〜０．００３％とする。Ｃａは硫化物系介在物の形態を制御して靭性を改善する。０．０００５％以上でその効果が現れ、０．００３％を越えると効果が飽和し、逆に清浄度を低下させて靭性を劣化させるため、添加する場合には０．０００５〜０．００３％とする。
【００３８】
上記以外の残部は実質的にＦeからなる。残部が実質的にＦeからなるとは、本発明の作用効果を無くさない限り、不可避不純物をはじめ、他の微量元素を含有するものが本発明の範囲に含まれ得ることを意味する。
【００３９】
次に、本発明の低降伏比高強度高靭性鋼板の製造方法について説明する。
【００４０】
本発明では、２相域圧延時に生成した軟質なフェライトと、加速冷却時の変態強化ならびに加速冷却後の再加熱時に析出する微細炭化物の析出強化によりさらに高強度化されたベイナイトを主体とする硬質相を組み合わせることにより、合金元素を多量に添加することなく鋼板の高強度化かつ低降伏比化を可能にする。
【００４１】
本発明の鋼板は上記の成分組成を有する鋼を用い、加熱温度：１０００〜１３００℃、圧延終了温度：６５０〜７５０℃で熱間圧延を行い、その後５℃/s以上の冷却速度で３００〜６００℃まで加速冷却を行い、その後直ちに０.５℃/s以上の昇温速度で５５０〜７００℃の温度まで再加熱を行うことで、金属組織を実質的にフェライトとベイナイトの２相組織とし、ＭｏとＴｉとを主体とする微細な複合炭化物をベイナイト相（ベイナイトを主体とする硬質相）中に分散析出することができる。ここで、温度は鋼板の平均温度とする。以下、各製造条件について詳しく説明する。
【００４２】
加熱温度：１０００〜１３００℃とする。加熱温度が１０００℃未満では炭化物の固溶が不十分で必要な強度ならびに降伏比が得られず、１３００℃を超えると母材靭性が劣化するため、１０００〜１３００℃とする。
【００４３】
圧延終了温度：６５０〜７５０℃とする。このプロセスは本発明における重要な製造条件である。降伏比を低下させるためには軟質相と硬質相の２相組織化が有効であり軟質相と硬質相の硬度差が大きいほど降伏比は低下する。６５０〜７５０℃での圧延終了により軟質の初析フェライトを析出させた後、後述の加速冷却と再加熱処理での析出強化により高硬度のベイナイト相とし、軟質相と硬質相の硬度差が大きい２相組織が得られる。圧延終了温度が６５０℃未満ではフェライトが過剰に加工されるため軟質の初析フェライトが得られず降伏比の上昇と母材靱性の劣化を招き、７５０℃を越えるとフェライト変態が十分進行せず降伏比が上昇するため、圧延終了温度を６５０〜７５０℃とする。
【００４４】
圧延終了後、直ちに５℃/s以上の冷却速度で冷却する。冷却速度が５℃/s未満では冷却時にパーライトを生成するため、ベイナイトによる強化が得られないため、十分な強度が得られない。よって、圧延終了後の冷却速度を５℃/s以上に規定する。このときの冷却方法については製造プロセスによって任意の冷却設備を用いることが可能である。
【００４５】
冷却停止温度：３００〜６００℃とする。冷却停止温度が３００℃未満では、島状マルテンサイト（ＭＡ）が生成するため再加熱時の微細炭化物の析出が不十分となり十分な強度が得られないとともに母材靱性が劣化し、６００℃を超えると冷却中にパーライトが析出するため微細炭化物の析出が不十分となり十分な強度が得られないため、加速冷却停止温度を３００〜６００℃に規定する。
【００４６】
加速冷却後直ちに０.５℃/s以上の昇温速度で５５０〜７００℃の温度まで再加熱を行う。硬質相の強化に寄与する微細析出物は、再加熱時に析出する。このような微細析出物を得るためには、加速冷却後直ちに５５０〜７００℃の温度域まで再加熱する必要がある。昇温速度が０.５℃/s未満では、目的の再加熱温度に達するまでに長時間を要するため製造効率が悪化し、またパーライト変態が生じるため、微細析出物の分散析出が得られず十分な強度を得ることができない。再加熱温度が５５０℃未満では十分な析出駆動力が得られず微細析出物の量が少ないため、十分な析出強化が図れず、７００℃を超えると析出物が粗大化し十分な強度が得られないため、再加熱の温度域を５５０〜７００℃に規定する。再加熱温度において、特に温度保持時間を設定する必要はない。本発明の製造方法を用いれば再加熱後直ちに冷却しても、十分な微細析出物が得られるため高い強度が得られる。しかし、十分な微細析出物を確保するために、３０分以内の温度保持を行うことができる。３０分を超えて温度保持を行うと、析出物の粗大化を生じ強度低下を招く場合がある。また、再加熱後の冷却過程において冷却速度によらず微細析出物は粗大化しないため、再加熱後の冷却速度は基本的には空冷とする。
【００４７】
加速冷却後の再加熱を行うための設備として、加速冷却を行なうための冷却設備の下流側に加熱装置を設置することができる。加熱装置としては、鋼板の急速加熱が可能であるガス燃焼炉や誘導加熱装置を用いる事が好ましい。誘導加熱装置は均熱炉等に比べて温度制御が容易でありコストも比較的低く、冷却後の鋼板を迅速に加熱できるので特に好ましい。また複数の誘導加熱装置を直列に連続して配置することにより、ライン速度や鋼板の種類・寸法が異なる場合にも、通電する誘導加熱装置の数を任意に設定するだけで、昇温速度、再加熱温度を自在に操作することが可能である。
【００４８】
また、本発明の製造方法を実施するための設備の一例を図１に示す。図１に示すように、圧延ライン１には上流から下流側に向かって熱間圧延機３、加速冷却装置４、インライン型誘導加熱装置５、ホットレベラー６が配置されている。インライン型誘導加熱装置５あるいは他の熱処理装置を、圧延設備である熱間圧延機３およびそれに引き続く冷却設備である加速冷却装置４と同一ライン上に設置する事によって、圧延、冷却終了後迅速に再加熱処理が行えるので、圧延冷却後の鋼板温度を過度に低下させることなく加熱することができる。
【００４９】
【実施例】
表１に示す化学成分の鋼（鋼種Ａ〜Ｒ）を連続鋳造法によりスラブとし、これを用いて板厚１８、２６mmの厚鋼板（Ｎｏ.１〜３５）を製造した。
【００５０】
【表１】

【００５１】
加熱したスラブを熱間圧延により圧延した後、直ちに水冷型の加速冷却設備を用いて冷却を行い、誘導加熱炉またはガス燃焼炉を用いて再加熱を行った。誘導加熱炉は加速冷却設備と同一ライン上に設置した。各鋼板（Ｎｏ.１〜３５）の製造条件を表２に示す。
【００５２】
以上のようにして製造した鋼板の引張特性を測定した。測定結果を表２に併せて示す。引張特性は、圧延垂直方向の全厚試験片を引張試験片として引張試験を行い、引張強度を測定した。引張強度５８０MPa以上を本発明に必要な強度とし、降伏比８０％以下を本発明に必要な低降伏比とした。母材靱性については、圧延方向と直角方向のシャルピー衝撃試験を行い、−１０℃でのシャルピー吸収エネルギーが２００Ｊ以上のものを良好とした。溶接熱影響部（ＨＡＺ）靭性については、再現熱サイクル装置によって入熱４０kJ/cmに相当する熱履歴を加えた試験片を用いてシャルピー試験を行った。そして、−１０℃でのシャルピー吸収エネルギーが１００J以上のものを良好とした。
【００５３】
【表２】

【００５４】
表２において、本発明例であるＮｏ.１〜１８はいずれも、化学成分および製造方法が本発明の範囲内であり、引張強度５８０MPa以上の高強度で降伏比８０％以下の低降伏比であり、母材ならびに溶接熱影響部の靭性は良好であった。
【００５５】
Ｎｏ.１９〜２８は、化学成分は本発明の範囲内であるが、製造方法が本発明の範囲外であるため、強度、降伏比、靱性のうちいずれかが不十分であった。Ｎｏ.２９〜３５は化学成分が本発明の範囲外であるので、十分な強度が得られないか、靭性が劣っていた。
【００５６】
【発明の効果】
以上述べたように、本発明によれば、低降伏比高強度高靱性鋼板を、多量の合金元素を添加することなく、低コストで製造することができる。このため建築、海洋構造物、ラインパイプ、造船、土木、建設機械等の溶接構造物に使用する鋼板を、安価で大量に安定して製造することができ、生産性および経済性を著しく高めることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の製造方法を実施するための製造ラインの一例を示す概略図。
【符号の説明】
１：圧延ライン、
２：鋼板、
３：熱間圧延機、
４：加速冷却装置、
５：インライン型誘導加熱装置、
６：ホットレベラー

Claims

質量％で、Ｃ：０．０２以上、０．０７％未満、Ｓｉ：０．０１〜０.５％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜０．３５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０４％、Ａｌ：０．０１〜０．０８％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、原子％でのＣ量とＭｏ、Ｔｉの合計量の比であるＣ／（Ｍｏ+Ｔｉ）が０．５〜３．０であり、金属組織が実質的にフェライトとベイナイトの２相組織であり、ベイナイト相中にＴｉと、Ｍｏとを含む炭化物が分散析出していることを特徴とする、引張強度５８０ＭＰａ以上の低降伏比高強度高靱性鋼板。
さらに、質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．０７％および/またはＶ：０．００５〜０．１０％を含有し、原子%でのＣ量とＭｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの合計量の比であるＣ／（Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ）が０．５〜３．０であり、ベイナイト相中にＴｉと、Ｍｏと、Ｎｂおよび／またはＶとを含む炭化物が分散析出していることを特徴とする請求項１に記載の引張強度５８０ＭＰａ以上の低降伏比高強度高靱性鋼板。
さらに、質量％で、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｂ：０．００５％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．００３％の中から選ばれる１種又は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に記載の引張強度５８０ＭＰａ以上の低降伏比高強度高靱性鋼板。
請求項１ないし請求項３のいずれかに記載の成分組成を有する鋼を、１０００〜１３００℃の温度に加熱し、６５０〜７５０℃の圧延終了温度で熱間圧延した後、５℃/s以上の冷却速度で３００〜６００℃まで加速冷却を行い、その後直ちに０．５℃/s以上の昇温速度で５５０〜７００℃まで再加熱を行うことを特徴とする、引張強度５８０ＭＰａ以上の低降伏比高強度高靱性鋼板の製造方法。