JP4410836B2 - 低温靭性の優れた７８０ＭＰａ級高張力鋼板の製造方法 - Google Patents

低温靭性の優れた７８０ＭＰａ級高張力鋼板の製造方法 Download PDF

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Description

本発明は低温靭性に優れた海洋構造物用鋼およびペンストックなど向け厚鋼板に適した７８０ＭＰａ級高張力鋼板の製造法に関するものである。
引張強度が７８０ＭＰａ級であり、かつ優れた低温靭性を有する鋼材を製造するためには、焼入れ組織（下部ベイナイトやマルテンサイト）の微細化が有効であると言われている。焼入れ組織を微細とするためには、鋼材を冷却する前に焼入れ組織となる前のオーステナイト粒径を微細化しておく必要がある。特に直接焼入れ法（ＤＱ）にて製造する場合は、制御圧延によってオーステナイト粒径のコントロールが可能であり、オーステナイト再結晶域で圧延をすることで焼入れ組織となる前のオーステナイト粒径の微細化が可能である。しかしながら、圧延時における鋼材のオーステナイト再結晶域および未再結晶域を把握することは困難であり、オーステナイト粒径がばらつくことによる材質の不安定性を招くおそれがある。
一方、制御圧延を最大限に活用し組織を微細化することで、優れた低温靭性を確保することが考えられる。例えば、特許文献１には、Ｎｂ添加した鋼材について、オーステナイトの未再結晶域である７８０℃以下で仕上圧延を実施することで、厚肉鋼板において組織微細化を達成し板厚中心において優れた低温靭性を確保している。しかしながら、この製造方法では、焼入れ性が大きく低下し、フェライト組織が主体となるため、７８０ＭＰａ級の高強度と高靭性を確保することが難しい。さらには、低温で圧延することが必要となるため、生産性の観点からも問題がある。
また、組織微細化のために添加するＮｂは、溶接部を硬化させる効果が極めて高く、その結果、溶接熱影響部（Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ；ＨＡＺ）靭性の劣化を引き起こす。特に、７８０ＭＰａ級鋼のような高強度鋼では、この効果によるＨＡＺ靭性の劣化が極めて大きいため問題となる。
７８０ＭＰａ級強度を得るために、焼入れ性を高める効果が大きいＢを添加することが有効である。しかしながら、特許文献２にあるように、ＢはＮｂと同時に添加することによって硬化第二相の生成を促進し、特にＨＡＺ靭性が劣化することが問題であった。
ＨＡＺ靭性の改善にＴｉ添加が有効であることが知られている。これは、ＴｉがＮなどと結合し、微細な析出物を生成し粒成長を抑制する効果が得られるためである。しかしながら、特許文献３にあるように強度確保を目的としてＣを０．２％以上含む鋼の場合、母材および溶接部に非常に硬い粒子であるＴｉＣを形成し、靭性を劣化させることが問題となる。
以上のように、これまで、Ｎｂフリー、Ｔｉフリーとして高い強度と優れた低温靭性とを兼ね備えた７８０ＭＰａ級高張力鋼板の製造方法については未だ提案されていないのが実情である。
特開平６−２４０３５５号公報 特開２００７−１３８２０３号公報 特開２０００−８１３５号公報
本発明は、上記実情に鑑み、Ｎｂフリー、Ｔｉフリーとした７８０ＭＰａ級高張力鋼板の板厚中心部においても高い強度と優れた低温靭性とを兼ね備えることが可能な海洋構造物およびペンストックなど向け厚鋼板に適した低温靭性の優れた７８０ＭＰａ級高張力鋼板の製造方法を提供することである。
本発明者らは、前記した課題を解決するために、オーステナイト粒径を細粒化するＮｂやＴｉを添加せずに、適正な圧延条件で圧延を実施する結果、Ｂの焼入れ性向上効果を最大限に活用した焼入れ組織を得、その下部組織を細かくすることで、高強度と高靭性を両立でき、さらに、Ｎｂ、Ｔｉをフリーとすることで、これらに起因した靭性劣化についても回避可能となり、板厚中心部においても安定して高強度・高低温靭性を確保した７８０ＭＰａ級高張力鋼板が製造できることを見出して本発明を完成した。
本発明の要旨は、以下の通りである。
（１） 質量％で、
Ｃ：０．０６〜０．１５％、
Ｓｉ：０．０５〜０．３５％、
Ｍｎ：０．６０〜２．００％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．０１５％以下、
Ｃｕ：０．１〜０．５％、
Ｎｉ：０．１〜１．５％、
Ｃｒ：０．０５〜０．８％、
Ｍｏ：０．０５〜０．６％、
Ｎｂ：０．００５％未満、
Ｖ：０．００５〜０．０６０％、
Ｔｉ：０．００３％未満、
Ａｌ：０．０２〜０．１０％、
Ｂ：０．０００５〜０．００３％、
Ｎ：０．００２〜０．００６％
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、
下記（１）式で規定される炭素当量（Ｃｅｑ）が０．４１以上０．６１以下で、かつ
下記（２）式で規定されるＢＮＰが１．５超４．０未満である化学成分の鋼片を１０５０℃以上１２００℃以下の温度に加熱し、８７０℃以上で熱間圧延を完了させ、１０秒以上９０秒以下経過後、８４０℃以上の温度から５℃／ｓ以上の冷却速度で２００℃以下まで冷却し、その後４５０℃以上６５０℃以下の温度で２０分以上６０分以下の焼戻し処理を施すことを特徴とする、低温靭性の優れた７８０ＭＰａ級高張力鋼板の製造方法。
Ｃｅｑ＝％Ｃ＋％Ｍｎ／６＋（％Ｃｕ＋％Ｎｉ）／１５＋（％Ｃｒ＋％Ｍｏ
＋％Ｖ）／５ ・・・・（１）式
ＢＮＰ＝（Ｎ−（１４／４８）Ｔｉ）／Ｂ ・・・・（２）式
（２） 前記鋼片が、さらに、質量％で、
Ｃａ：０．００３５％以下、
ＲＥＭ：０．００４０％以下、
の一種または二種を含有することを特徴とする、前記（１）に記載の低温靭性の優れた７８０ＭＰａ級高張力鋼板の製造方法。
本発明によれば、Ｎｂフリー、Ｔｉフリーとした７８０ＭＰａ級の強度と、母材及びＨＡＺ部の優れた低温靭性、即ち、母材の低温靭性ｖＥ−４０が１００Ｊ以上、ＨＡＺ部の低温靭性ｖＥ−４０が５０Ｊ以上の優れた母材低温靭性およびＨＡＺ低温靭性とを兼ね備えた高張力鋼板が製造でき、海洋構造物およびペンストックなど向け厚鋼板等に好適に用いることができるという顕著な効果を奏するものである。
以下本発明の実施の形態について説明する。
本発明は、Ｎｂフリー、Ｔｉフリーとすることで、旧オーステナイト粒径を過剰に微細化することを回避し、Ｂを最大限に活用し焼入れ性を確保することで、板厚中心部においても安定して高強度・高低温靭性を確保することができる技術である。
本発明の対象となる海洋構造物およびペンストックなど向け厚鋼板等に適した鋼材では、７８０ＭＰａ級という高い強度と母材および溶接部における−４０℃での靭性が要求される。高強度を確保するためには、ＮｂやＴｉ等の鋼成分を高くし水冷することで下部ベイナイト組織やマルテンサイト組織と言った焼入れ組織を得る必要があるが、鋼成分が高い場合靭性確保が難しく、特に溶接部での低温靭性確保が大きな課題となる。
高強度と溶接部での低温靭性を両立させるためには、なるべく高い鋼成分とせずに強度を確保する必要がある。これを解決する一つの案としてＢの活用があり、従来適用されてきた。
Ｂは、オーステナイト粒界に偏析し粒界を安定化させることで、粒界からの変態を抑え焼入れ性を高め、特に固溶Ｂ量が０．０００５％以上となる場合に高い焼入れ性向上効果が得られると知られている。それ故に、制御圧延を多用することでオーステナイト粒が微細となり、オーステナイト粒界面積が増加する結果、固溶Ｂの粒界への偏析量が不足する状況や、オーステナイト中に多くの転位が導入される結果、パイプ拡散が促進し、固溶Ｂがオーステナイト粒界に偏析しにくい状況となった場合、所定の焼入れ性が得られず材質がばらつくと問題があった。それに加えて、Ｂは微量で効果を発揮する元素であるため、微妙な条件の違いで敏感に反応し、材質が変化しやすい。したがって、Ｂを安定的に使うためには、オーステナイト粒を細粒化させず、さらに多量の転位を導入させないことが有効である。
本願発明者らは、オーステナイト粒径を細粒化するＮｂやＴｉを添加せずに、適正な圧延条件で圧延を実施する結果、Ｂの焼入れ性向上効果を最大限に活用した焼入れ組織を得、その下部組織を細かくすることで、高強度と高靭性を両立できることを見いだした。さらに、Ｎｂ、Ｔｉをフリーとすることで、これらに起因した靭性劣化についても回避可能となった。また、適正な圧延条件で圧延を実施しオーステナイト粒径５０μｍ以上を確保することで、焼入れ性確保に必要な固溶Ｂを、十分な量オーステナイト粒界に偏析させることが可能であることを見出した。なお、７８０ＭＰａ級強度を確保するために、Ｂによる焼入れ性確保に加えて、下記式（１）で示される炭素当量（Ｃｅｑ）で、０．４１以上０．６１以下とする必要がある。下限を０．４２％に、上限を０．５４％に制限しても差し支えない。
Ｃｅｑ＝％Ｃ＋％Ｍｎ／６＋（％Ｃｕ＋％Ｎｉ）／１５＋（％Ｃｒ＋％Ｍｏ
＋％Ｖ）／５ ・・・・（１）式
以下に本発明の限定理由について説明する。まず、本発明鋼材の組成限定理由について説明する。以下の組成についての％は、質量％を意味する。
Ｃ：０．０６〜０．１５％
Ｃは強度を確保するために必要な元素であり、０．０６％以上の添加が必要であるが、多量の添加は低温靭性、特にＨＡＺの靱性低下を招くおそれがあるために、その上限値を０．１５％とする。望ましくは、下限を０．０８％に、上限を０．１２％に制限することがよい。
Ｓｉ：０．０５〜０．３５％
Ｓｉは脱酸剤として、また固溶強化により鋼の強度を増加させるのに有効な元素であるが、０．０５％未満の含有量ではそれらの効果が少なく、０．３５％を超えて含有すると、ＨＡＺ靱性を劣化させる。このため、Ｓｉは０．０５〜０．３５％に限定した。望ましくは、下限を０．１０％に、上限を０．２５％に制限することがよい。
Ｍｎ：０．６０〜２．００％
Ｍｎは、鋼の強度を増加するため高強度化には有効な元素であり、焼入れ性確保の観点から、０．６０％以上の含有量が必要である。ただし、２．００％を超えるＭｎを添加すると靱性が劣化する。このため、Ｍｎは０．６０〜２．００％に限定した。望ましくは、上限を０．８０％に、上限を１．２０％に制限することがよい。
Ｐ：０．０１５％以下
Ｐは、粒界に偏析して鋼の靱性を劣化させるので、できるだけ低減することが望ましいが、０．０１５％まで許容できるため、０．０１５％以下に限定した。望ましくは、上限を０．０１０％に制限することがよい。
Ｓ：０．０１５％以下
Ｓは、主にＭｎＳを形成して鋼中に存在し、圧延冷却後の組織を微細にする作用を有するが、０．０１５％以上の含有は、板厚方向の靱性・延性を低下させる。これを回避するためには、Ｓは０．０１５％以下であることが必須であるため、Ｓは０．０１５％以下に限定した。望ましくは、上限を０．０１０％、０．００６％または、０．００３％に制限することがよい。
Ｃｕ：０．１０〜０．５０％
Ｃｕは、固溶強化および析出強化にて鋼板の強度を確保するために有効な元素であり、０．１０％以上の含有量が必要であるが、０．５０％以上の添加は熱間加工性を低下させるおそれがある。このため、Ｃｕは０．１０〜０．５０％に限定した。望ましくは、下限を０．１５％に、上限を０．３０％に制限することがよい。
Ｎｉ：０．１０〜１．５０％
Ｎｉは、鋼板の強度および低温靭性確保に有効であり０．１０％以上の含有量が必要であるが、非常に高価な元素であるため、１．５０％以上の添加は大幅なコストアップを招くことになる。このため、Ｎｉは０．１０〜１．５０％に限定した。望ましくは、下限を０．２５％に、上限を１．２０％に、さらに望ましくは下限を０．６５％に、上限を０．９５％に制限することがよい。
Ｃｒ：０．０５〜０．８０％
Ｃｒは、主に固溶強化で鋼板の強度を確保するために有効な元素であり、０．０５％以上の含有量が必要であるが、０．８０％以上の添加は鋼板の加工性および溶接性を損ない、かつコストアップを招く。このためＣｒは０．０５〜０．８０％に限定した。望ましくは、下限を０．３０％に、上限を０．４５％に制限することがよい。
Ｍｏ：０．０５〜０．６０％
Ｍｏは、析出強化や固溶強化で鋼板の強度を確保するために有効な元素であり、０．０５％以上の含有量が必要であるが、０．６０％以上の添加は鋼板の加工性を損ないかつ大幅なコストアップとなる。このためＭｏは０．０５〜０．６０％に限定した。望ましくは、下限を０．２５または０．３０％に、上限を０．４５％に制限することがよい。
Ｎｂ：０．００５％未満
Ｎｂは、オーステナイトの未再結晶域を拡大して、フェライトの細粒化を促進するため、焼入れ性の低下を招き、さらにＮｂ炭化物によってＨＡＺ脆化が生じやすくなることから、できる限り含有しないことが望ましい。しかし、０．００５％は許容可能であるため、Ｎｂは０．００５％未満に限定した。望ましくは０．００３％以下、さらに望ましくは０．００２％以下である。
Ｖ：０．００５〜０．０６０％
Ｖは、析出強化で鋼板の強度を確保するために有効な元素であり、０．００５％以上の含有量が必要であるが、０．０６０％以上の添加は鋼板の溶接性および靭性を損なうことから、Ｖは０．００５〜０．０６０％に限定した。望ましくは、下限を０．０３５％に、上限を０．０５０％に制限することがよい。
Ｔｉ：０．００３％未満
Ｔｉは、Ｃと結合しＴｉＣを形成することで母材靱性を劣化させるおそれがあり、特に７８０ＭＰａ級強度の鋼材で顕著となるためできる限り含有しないことが望ましい。しかしながら、０．００３％未満は許容できることから、Ｔｉは０．００３％未満に限定した。望ましくは０．００２％以下である。
Ａｌ：０．０２〜０．１０％
Ａｌは、Ｎと結合しＡｌＮを形成することで、再加熱時の急激なオーステナイト粒径の粗大化を回避する効果があるため、０．０２％以上の添加が必要であるが、０．１０％の添加は、粗大な介在物を形成し、靭性を劣化させるおそれがある。このため、Ａｌは０．０２〜０．１０％に限定した。板厚中心部の強度および靭性の向上のためには、望ましくは０．０４〜０．０８％、さらに望ましくは０．０６〜０．０８％である。
Ｂ：０．０００５〜０．００３％
Ｂは、焼入れ性を確保するために必要な元素であり、板厚中心部において十分な焼入れ性向上効果を得るために必要な固溶Ｂ量である０．０００５％を確保するためには、０．０００５％以上の添加が必要である。しかしながら、０．００３％以上の添加は、過剰なＢによる過度な焼入れ性の上昇により、低靭性となることおよび過剰となったＢが粗大な窒化物を形成し、靱性を劣化するおそれがある。そのため、Ｂは０．０００５〜０．００３％に限定した。板厚中心部の強度および靭性の向上のためには、さらに望ましくは、０．０００５〜０．００２％である。
Ｎ：０．００２〜０．００６％
Ｎは、Ａｌと結合しＡｌＮを形成することで、再加熱時の急激なオーステナイト粒径の粗大化を回避する効果があるが、０．００６％以上の添加はＢと結合することで固溶Ｂ量を減少させ、焼入れ性の低下を招くおそれがある。そのため、Ｎは０．００２〜０．００６％に限定した。望ましくは、下限を０．００２％に、上限を０．００４％に制限することがよい。
ＢＮＰ：１．５超４．０未満
ＢＮＰは焼入れ性確保に必要なＴｉ、Ｎ、Ｂバランスを求める下記（２）式で示されるパラメーターであり、１．５以下ではＢが過剰となり靭性劣化を招き、４．０以上では固溶Ｂ不足により十分な焼入れ性を得ることができない。そのため、ＢＮＰは１．５超４．０未満に限定した。板厚中心部の強度および靭性の向上のためには、望ましくは、下限を２．０以上に、上限を３．０に制限することがよい。
ＢＮＰ＝（Ｎ−（１４／４８）Ｔｉ）／Ｂ ・・・・ （２）
以上が本願発明における必須の元素であり、これらの効果を損なわない範囲で以下の元素を添加することも有効である。
Ｃａ：０．００３５％以下、ＲＥＭ：０．００４０％以下の一種または二種を添加
Ｃａ添加により、ＭｎＳの形態を制御し、低温靭性をさらに向上させるため、厳しいＨＡＺ特性を要求される場合は選択して添加できる。さらに、ＲＥＭは、溶鋼中にて微細酸化物、微細硫化物を形成しその後も安定に存在することができるために、溶接部にてピニング粒子として有効にはたらき、特に大入熱溶接靭性を改善する作用があることから、特に優れた靭性が要求される場合には選択して添加できる。
一方、０．００３５％を超えるＣａの添加では、鋼の清浄度を損ない、靭性の劣化や水素誘起割れ感受性を高めてしまうので、０．００３５％を上限とした。ＲＥＭは０．００４０％を超える添加では、晶出物が過剰となり鋳造時の鍋絞りを引き起こすおそれがあるため、０．００４０％を上限とした。
次に、本発明鋼材の製造条件限定の理由について説明する。
加熱温度については、１０５０℃以上１２００℃以下の温度であることが必要である。この理由は、１０５０℃未満の加熱では、凝固中に生成した靱性に悪影響を及ぼす粗大な介在物が溶けずに残る可能性があるためである。また、高温加熱すると鋳造時に冷却速度を制御して造り込んだ析出物を再溶解させてしまう可能性があるからである。上述を踏まえると、相変態を完了させる意味での加熱温度としては１２００℃以下で十分であり、そのときに生じると考えられる結晶粒の粗大化も、あらかじめ防ぐことができるからである。以上より、加熱温度を１０５０℃以上１２００℃以下に限定した。望ましくは１０５０℃以上１１５０℃以下である。
８７０℃以上で熱間圧延を完了させる必要がある。その理由として、８７０℃未満で圧延を実施した場合、オーステナイトの再結晶温度と未再結晶域温度での圧延となり、オーステナイト粒径がばらつくことによって材質不安定となるか、あるいは完全に未再結晶域圧延となり、オーステナイト粒径が５０μｍ以下に細粒化することで、オーステナイト粒界に偏析させるべき固溶Ｂが不足するおそれがあり、その結果焼入れ性が低下し所要の強度が得られなくなるからである。このため、８７０℃以上で熱間圧延完了に限定した。望ましくは８８０℃以上での熱間圧延完了である。
鋼片は熱間圧延を完了させ、１０秒以上９０秒以下経過後、８４０℃以上の温度から５℃／ｓ以上の冷却速度で２００℃以下まで冷却する必要がある。圧延終了して１０秒以上９０秒以下経過した後に冷却を開始する理由は、１０秒未満ではＢが十分にオーステナイト粒界へ拡散できず、９０秒を超えた場合、Ｂが鋼中Ｎと結合するため焼入れ性が低下し、所要の強度が得られなくなるからである。また、８４０℃以上から冷却する理由は、８４０℃未満より冷却を開始すると焼入れ性の観点から不利となり、所要の強度が得られない可能性があるためである。また、冷却速度が５℃／ｓ以上である理由は、冷却速度が５℃／ｓ未満では、所要の強度得るために必要な下部ベイナイト組織あるいはマルテンサイト組織を均一に得ることできないからである。また、２００℃以下まで冷却する理由は、２００℃を超える温度での冷却停止では、下部ベイナイト組織あるいはマルテンサイト組織における下部組織（パケット、ブロック等）が粗大化することで、強度・靭性確保が困難になるためである。上記の理由により鋼片は熱間圧延を完了させた、１０秒以上９０秒以下経過後、８４０℃以上の温度から５℃／ｓ以上の冷却速度で２００℃以下まで冷却することに限定した。望ましくは、８６０℃以上の温度からの冷却である。
鋼片は熱間圧延を完了し冷却した後、４５０℃以上６５０℃以下の温度で２０分以上６０分以下の焼戻し処理を施す必要がある。焼戻し処理を行う場合、焼戻し処理温度が高温になるほど強度低下が大きくなり、６５０℃を超えるとそれが顕著になるため、所要の強度が得られなくなる。また、４５０℃未満の焼戻し処理では、靱性改善効果が十分に得ることができない。一方、焼戻し時間については、２０分未満では靭性改善効果が十分に得られず、６０分を超える焼戻し処理は著しい材質変化が無く、熱処理時間の拡大に伴うコストアップおよび生産性の低下を招く。上記の理由により、鋼片は熱間圧延を完了し冷却した後、４５０℃以上６５０℃以下の温度で２０分以上６０分以下の焼戻し処理を施すことに限定した。
次に、本発明の実施例について述べる。
表１の化学成分を有する鋳片を表２−１及び表２−２に示す条件にて熱間圧延および焼戻し処理を行い鋼板とした後、機械的性質を評価するために試験を行った。引張試験片は各鋼板の板厚の１／４および１／２部位からＪＩＳ４号試験片を採取し、ＹＳ（０．２％耐力）、ＴＳ、Ｅｌを評価した。母材靱性は各鋼板の板厚１／４および１／２部位よりＪＩＳ２ｍｍＶノッチ試験片を採取し、−４０℃でシャルピー衝撃試験を行い得られる衝撃吸収エネルギー値にて評価した。また、ＨＡＺ靱性は、溶接入熱５ｋＪ／ｍｍ相当の再現熱サイクル試験を実施した鋼材を、−４０℃でのシャルピー衝撃試験により得られる衝撃吸収エネルギー値によって評価した。なお、母材衝撃試験エネルギー値は平均値で１００Ｊ以上、ＨＡＺ衝撃試験エネルギー値は平均値で５０Ｊ以上が望まれる特性である。
表３−１及び表３−２は、各鋼における機械的性質をまとめたものを示す。鋼１〜２５ａは本発明の例である鋼板について示したものである。表１および表２−１から明らかなようにこれらの鋼板は化学成分と製造条件の各要件を満足しており、表３−１に示すように、母材特性およびＨＡＺ靭性が優れていることがわかる。また、規定範囲内であれば、ＣａおよびＲＥＭを添加しても良好な機械的特性が得られることがわかる。
一方、鋼１〜２５ｂは表１および表２−１から明らかなように化学成分は満足しているものの、製造条件にて本発明から逸脱したものである。これらの鋼は、表３−１に示すように、それぞれ再加熱温度（鋼５ｂ、鋼１８ｂ、鋼２０ｂ）、圧延終了温度（鋼８ｂ、鋼１１ｂ、鋼２２ｂ）、圧延終了から冷却開始までの経過時間（鋼１ｂ、鋼１０ｂ、鋼１５ｂ、鋼２４ｂ）、冷却開始温度（鋼２ｂ、鋼１２ｂ、鋼１３ｂ）、冷却速度（鋼７ｂ、鋼９ｂ、鋼１４ｂ、鋼２３ｂ）、冷却停止温度（鋼３ｂ、鋼１９ｂ、鋼２１ｂ）、焼戻し温度（鋼４ｂ、鋼６ｂ、鋼２５ｂ）、焼戻し時間（鋼１６ｂ、鋼１７ｂ）の条件が発明のものと異なっているため、強度あるいはＨＡＺ低温靭性が劣っている。
さらに、鋼２６〜４５は表１から明らかなように、化学成分について本発明から逸脱した比較例を示したものである。これらの鋼は、表３−２に示すように、それぞれＣ量（鋼３９）、Ｓｉ量（鋼３７）、Ｍｎ量（鋼３１）、Ｃｕ量（鋼２７）、Ｎｉ量（鋼３３）、Ｃｒ（鋼４１）、Ｍｏ量（鋼２６）、Ｎｂ量（鋼２９、鋼４３）、Ｖ量（鋼３０）、Ｔｉ量（鋼３４、鋼４４）、Ａｌ量（鋼３６、鋼４５）、Ｂ量（鋼３５）、Ｎ量（鋼４０）、ＢＮＰ（鋼２８、鋼４２）、Ｃａ量（鋼３２）、ＲＥＭ量（鋼３８）の条件が発明のものと異なっているために、機械的性質、特に低温での靱性（母材およびＨＡＺ）が劣っている。
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Claims (2)

  1. 質量％で、
    Ｃ：０．０６〜０．１５％、
    Ｓｉ：０．０５〜０．３５％、
    Ｍｎ：０．６０〜２．００％、
    Ｐ：０．０１５％以下、
    Ｓ：０．０１５％以下、
    Ｃｕ：０．１〜０．５％、
    Ｎｉ：０．１〜１．５％、
    Ｃｒ：０．０５〜０．８％、
    Ｍｏ：０．０５〜０．６％、
    Ｎｂ：０．００５％未満、
    Ｖ：０．００５〜０．０６０％、
    Ｔｉ：０．００３％未満、
    Ａｌ：０．０２〜０．１０％、
    Ｂ：０．０００５〜０．００３％、
    Ｎ：０．００２〜０．００６％
    を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、
    下記（１）式で規定される炭素当量（Ｃｅｑ）が０．４１以上０．６１以下で、かつ
    下記（２）式で規定されるＢＮＰが１．５超４．０未満である化学成分の鋼片を１０５０℃以上１２００℃以下の温度に加熱し、８７０℃以上で熱間圧延を完了させ、１０秒以上９０秒以下経過後、８４０℃以上の温度から５℃／ｓ以上の冷却速度で２００℃以下まで冷却し、その後４５０℃以上６５０℃以下の温度で２０分以上６０分以下の焼戻し処理を施すことを特徴とする、低温靭性の優れた７８０ＭＰａ級高張力鋼板の製造方法。
    Ｃｅｑ＝％Ｃ＋％Ｍｎ／６＋（％Ｃｕ＋％Ｎｉ）／１５＋（％Ｃｒ＋％Ｍｏ
    ＋％Ｖ）／５ ・・・・（１）式
    ＢＮＰ＝（Ｎ−（１４／４８）Ｔｉ）／Ｂ ・・・・（２）式
  2. 前記鋼片が、さらに、質量％で、
    Ｃａ：０．００３５％以下、
    ＲＥＭ：０．００４０％以下、
    の一種または二種を含有することを特徴とする、請求項１に記載の低温靭性の優れた７８０ＭＰａ級高張力鋼板の製造方法。
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Families Citing this family (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101876032B (zh) * 2009-12-26 2012-08-29 舞阳钢铁有限责任公司 一种耐候桥梁用高强度钢板及其生产方法
CN101831594B (zh) * 2010-04-12 2011-07-20 首钢总公司 一种低温环境下使用的高强度钢板的制造方法
EP2612945B1 (en) * 2010-11-05 2014-04-16 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High-strength steel plate and method for producing same
CN102719757B (zh) * 2012-06-25 2014-03-19 宝山钢铁股份有限公司 无镍高韧性80公斤级高强钢及其制造方法
JP5942916B2 (ja) * 2013-04-09 2016-06-29 Ｊｆｅスチール株式会社 Ｐｗｈｔ後の板厚中心部の低温靭性に優れた厚肉厚鋼板およびその製造方法
CN103422033B (zh) * 2013-07-26 2016-01-27 南京钢铁股份有限公司 一种低温用螺纹钢及其生产工艺
CN103710640B (zh) * 2013-12-30 2016-05-25 钢铁研究总院 一种经济节约型调质处理690MPa级高强高韧钢板
RU2583973C1 (ru) * 2015-02-10 2016-05-10 Открытое акционерное общество "Магнитогорский металлургический комбинат" Способ производства толстолистовой трубной стали
CN104975234B (zh) * 2015-07-08 2017-05-31 武汉钢铁(集团)公司 一种550MPa级非水冷热机械控制工艺钢及其生产方法
RU2613265C1 (ru) * 2015-12-07 2017-03-15 Публичное акционерное общество "Северсталь" Способ производства горячекатаных листов из низколегированной стали класса прочности к60 для электросварных прямошовных труб
RU2625861C1 (ru) * 2016-05-23 2017-07-19 Открытое акционерное общество "Магнитогорский металлургический комбинат" Способ производства листовой стали с высокой износостойкостью
RU2640685C1 (ru) * 2017-02-13 2018-01-11 Открытое акционерное общество "Российский научно-исследовательский институт трубной промышленности" (ОАО "РосНИТИ") Способ изготовления стального листа для труб с повышенной деформационной способностью
HUE052103T2 (hu) * 2018-01-23 2021-04-28 Ssab Technology Ab Melegen hengerelt acél és eljárás melegen hengerelt acél elõállítására
RU2682984C1 (ru) * 2018-03-07 2019-03-25 Акционерное общество "Выксунский металлургический завод" Способ производства трубы с низким отношением предела текучести к пределу прочности
CN109680214B (zh) * 2019-02-21 2021-01-22 南通乾宝汽车零部件有限公司 一种高强度起动机减速齿圈材料
TWI733497B (zh) * 2020-06-17 2021-07-11 日商日本製鐵股份有限公司 箱型柱
CN113106208A (zh) * 2021-03-18 2021-07-13 唐山科技职业技术学院 一种提高780MPa级镀锌双相钢性能均匀性的方法
CN114381663A (zh) * 2021-12-16 2022-04-22 南阳汉冶特钢有限公司 一种100mm厚HPS420WZ35耐候桥梁板及其确保性能的生产方法
CN115537650B (zh) * 2022-08-25 2023-08-15 日钢营口中板有限公司 一种厚规格高韧性耐蚀耐磨钢板及其制造方法

Family Cites Families (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS6333521A (ja) * 1986-07-25 1988-02-13 Kawasaki Steel Corp 直接焼入れ−焼もどし工程による高じん性高張力鋼板の製造方法
JPS63190117A (ja) * 1987-02-02 1988-08-05 Kawasaki Steel Corp 直接焼入れ法による引張強さ７０Ｋｇｆ／ｍｍ２以上，降伏比９０％以下の高靭性低降伏比極厚高張力鋼板の製造方法
JPH01319630A (ja) * 1988-06-21 1989-12-25 Kobe Steel Ltd 直接焼入れによる調質高張力鋼板の製造方法
JPH0344417A (ja) 1989-07-11 1991-02-26 Nippon Steel Corp 内質の優れた溶接構造用厚鋼板の製造方法
JPH059570A (ja) 1991-07-03 1993-01-19 Nippon Steel Corp 高溶接性高強度鋼の製造法
JPH06240355A (ja) * 1993-02-22 1994-08-30 Sumitomo Metal Ind Ltd 高靱性厚物ｔｍｃｐ鋼板の製造方法
JPH08143954A (ja) * 1994-11-17 1996-06-04 Kobe Steel Ltd 耐溶接割れ性の優れた引張強さ７８０Ｎ／ｍｍ２級鋼板の製造方法
JPH08283899A (ja) * 1995-04-12 1996-10-29 Nippon Steel Corp 異方性の小さな高靭性高張力鋼板及びその製造方法
JP2000008135A (ja) 1998-06-19 2000-01-11 Nippon Steel Corp 高張力鋼およびその製造方法
CN100430505C (zh) * 2005-09-29 2008-11-05 宝山钢铁股份有限公司 抗拉强度在880Mpa以上的超高强度冷轧带钢及其制造方法
JP4770415B2 (ja) 2005-11-15 2011-09-14 Ｊｆｅスチール株式会社 溶接性に優れた高張力厚鋼板およびその製造方法
JP4819489B2 (ja) * 2005-11-25 2011-11-24 Ｊｆｅスチール株式会社 一様伸び特性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP4660363B2 (ja) 2005-11-28 2011-03-30 新日本製鐵株式会社 靭性に優れた厚鋼板の製造方法
CN101008066B (zh) * 2006-01-27 2010-05-12 宝山钢铁股份有限公司 抗拉强度高于1000MPa的热轧马氏体钢板及其制造方法

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