JP6006477B2 - 低温靭性と強度のバランスに優れた高強度鋼板の製造方法、及びその制御方法 - Google Patents
低温靭性と強度のバランスに優れた高強度鋼板の製造方法、及びその制御方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP6006477B2 JP6006477B2 JP2011141106A JP2011141106A JP6006477B2 JP 6006477 B2 JP6006477 B2 JP 6006477B2 JP 2011141106 A JP2011141106 A JP 2011141106A JP 2011141106 A JP2011141106 A JP 2011141106A JP 6006477 B2 JP6006477 B2 JP 6006477B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- temperature
- less
- strength
- cooling
- rolling
- 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
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
本発明は、造船、建築、橋梁、ラインパイプ、タンク、ペンストック、その他の大型構造物に好適な低温靭性と強度のバランスに優れた鋼板（特に厚板）の製造方法、及びそのような特性を有する鋼板を得るための製造条件の制御方法に関するものである。
近年、構造物の大型化に伴い、使用する鋼板にも一層の高強度化が要求されている。高強度鋼板を使用することで、鋼板の使用量を低減できるため、構造物内の空間の拡大や重量の低減といったメリットが得られる。また大型の構造物は過酷な環境に曝されることが想定されるため、構造物の破損を防止する観点から低温靭性にも優れていることが要求されている。しかしながら、単純に鋼板を高強度化すると低温靭性が劣化する傾向にあるため、その両立が課題となっていた。
従来、高強度鋼板を製造するにあたっては、熱間圧延、加速冷却、及び焼戻し処理を組み合わせたプロセスにて製造するのが一般的であった。しかし焼戻し処理を行うことは一般に製造時間の増大を招き、生産性の低下が問題となる。
そのため、高強度鋼板の生産性向上を目的として、焼戻し処理自体を省略する製造プロセスが提案されており、熱間圧延後に加速冷却を行い、焼入れままで高強度鋼板が得られる製造方法が提案されている。例えば高強度鋼板として要求される降伏強度５００ＭＰａ以上の鋼板の製造方法としては、熱間圧延後に加速冷却を行って高強度化に寄与するベイナイト変態を促進し、強度を向上させている。もっとも、加速冷却時に低温靭性に悪影響を及ぼす島状マルテンサイト（ＭＡ組織：Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ Ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）が生成して鋼板中に残存してしまい、鋼板の高強度化と低温靭性の向上を同時に図ることが困難であった。
このような問題に対して、ＭＡ組織の生成を抑制する製造方法が各種提案されている。例えば特許文献１には、鋼材成分中のＣ、Ｓｉ、Ａｌの含有量を低減させると共に、圧延後の冷却速度と冷却停止温度を調整することによって、ＭＡ組織を制御する方法が提案されている。しかしながらこの製造方法では、ＭＡ組織の生成は抑制できるものの、ＳｉとＡｌの含有量を低減させた結果、脱酸、脱硫が十分に行えないために、鋼板中の酸硫化物含有量が増大し、却って低温靭性が劣化するという問題が生じていた。
また特許文献２には、冷却停止温度と冷却停止後に等温保持もしくは徐冷することによりＭＡ組織を抑制する方法が提案されている。しかしながらこの製造方法では、圧延後の冷却条件を厳密に管理する必要があるため、実機における製造プロセスには適用し難いという問題がある。
また特許文献３には、Ａｌ（０．０５〜０．５％）とＣｒ（０．０１０〜１％）の比を制御すると共に、鋼板の金属組織を制御して耐食性と母材靭性を向上させる技術が提案されている。しかしながらこの技術ではＣｒ酸化物との共存下で十分な防食作用を発揮させるためにＡｌ含有量を多くしているため、鋼板中に固溶するＡｌ量が増加してしまい十分な低温靭性を得ることができないという問題がある。
本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、高強度を維持しながらも鋼板の製造過程で生成するＭＡ組織を抑制し、低温靭性と強度のバランスに優れた高強度鋼板の製造方法、及びこのような特性を備えた鋼板を歩留まりよく製造するための制御方法を提供することにある。
上記課題を解決し得た本発明に係る低温靭性と強度のバランスに優れた高強度鋼板の製造方法は、Ｃ：０．０５〜０．１５％（質量％の意味。以下、成分について同じ）、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０２％以下(０％を含まない)、Ｓ：０．０１％以下(０％を含まない)、Ａｌ：０．００５〜０．０４５％、Ｎｂ：０．００５〜０．０８％、を含有し、残部鉄および不可避的不純物からなる鋼片を、１０００〜１２５０℃の温度に加熱した後、１０００℃以下の温度における累積圧下率を５０％以上、圧延終了温度をＡｒ３点以上９００℃以下とする熱間圧延を施した後、Ａｒ３−３０℃以上の温度から、３〜５０℃／秒の平均冷却速度でベイナイト変態終了温度（Ｂｆ点）＋５０℃からベイナイト変態終了温度−５０℃の温度域まで冷却することを特徴とする板厚１／４位置における全組織に対するベイナイト面積率が８０％以上であることに要旨を有する。
本発明では更に、他の元素として、Ｃｕ：１．５％以下(０％を含まない)、Ｎｉ：３．０％以下(０％を含まない)、Ｍｏ：０．８％以下(０％を含まない)、Ｃｒ：１．５％以下(０％を含まない)、およびＶ：０．０８％以下(０％を含まない)よりなる群から選択される少なくとも一種を含有するものであることも好ましい実施態様である。
また更に、他の元素として、Ｂ：０．００５％以下(０％を含まない)、Ｃａ：０．０５０％以下(０％を含まない)、Ｔｉ：０．０３０％以下(０％を含まない)、およびＮ：０．０１０％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種を含有するものであることも好ましい実施態様である。
また本発明は、低温靭性と強度のバランスに優れた高強度ベイナイト鋼板を得るための熱間圧延後の冷却工程の制御方法であって、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０２％以下(０％を含まない)、Ｓ：０．０１％以下(０％を含まない)、Ａｌ：０．００５〜０．０４５％、Ｎｂ：０．００５〜０．０８％を含有し、残部鉄および不可避的不純物からなる鋼片を、１０００〜１２５０℃の温度に加熱した後、１０００℃以下の温度における累積圧下率を５０％以上、圧延終了温度をＡｒ３点以上９００℃以下とする熱間圧延工程を施した後の冷却工程において、加速冷却後の冷却停止温度をベイナイト変態終了温度±５０℃の範囲内とすることに要旨を有するベイナイト鋼板の低温靭性と強度のバランス向上方法である。
本発明では前記冷却工程における加速冷却開始温度はＡｒ３−３０℃以上であり、平均冷却速度が３〜５０℃／秒であることも好ましい実施態様である。
本発明の製造方法によれば、鋼材の化学成分組成を適切な範囲内に調整すると共に、圧延条件、および圧延後の冷却条件（特に冷却停止温度）を制御することによって、ＭＡ組織の生成を適切に抑制しつつ、低温靭性と強度のバランスに優れた鋼板が実現できる。また本発明は熱延鋼板に加速冷却を行った後に焼き戻し熱処理を行わない非調質製造方法であるため、生産性も向上することができる。更に本発明の制御方法によれば、低温靭性と強度をバランスよく兼ね備えた鋼板を歩留まりよく製造することができる。本発明の方法で製造された鋼板は、過酷な環境に曝される橋梁や高層建造物などの大型構造物に適用されるものとして極めて有用である。
本発明において「低温靭性と強度のバランスがよい」とは、高強度でありながら母材の破面遷移温度（シャルピー衝撃試験におけるｖＴｒｓ）が低いことを意味する。具体的には後記する本実施例でも示しているように、強度（ここでは降伏強度ＹＳ）との関係で、低温靭性の指標である好適な破面遷移温度（ｖＴｒｓ）の範囲も変化し得る。例えば図３に示すように、低温靭性と強度のバランスについて一定のライン（例えばｖＴｒｓ＝０．５０６ＹＳ−３６２．５）を境にして区別することが可能である。
また本発明において「強度」とは、降伏強度（ＹＳ）が高いことを意味するが、好ましくは降伏強度（ＹＳ）に加えて引張強度（ＴＳ）も高いことを意味する。
本発明者らは、上記課題を解決し得る鋼板の製造方法について鋭意研究した結果、特に熱間圧延後の冷却条件（とりわけ冷却停止温度）をベイナイト変態終了温度（Ｂｆ点、以下、単に「Ｂｆ点」ということがある）との関係で適切に制御すれば、低温靭性と強度のバランスが良好な高強度鋼板を製造できることを見出し、本発明に至った。
詳細には本発明は、母材の低温靭性と強度のバランス向上に最適な熱間圧延後の冷却停止条件を突き止めた点に最大の特徴がある。本発明の製造方法を用いれば、上記バランスに優れた鋼板を高い歩留まりで安定して得られる。また本発明の製造方法は母材の低温靭性と強度のバランス向上方法（特に高い歩留まりでの製造方法）として有用である。
まず、本発明を最も特徴付ける冷却停止温度であるベイナイト変態終了温度（Ｂｆ点）±５０℃の範囲の導出について、実験経過に基づき説明する。
一般に応力−歪み曲線（Ｓ−Ｓ曲線）を描いたときに降伏点を示す鋼板（不連続降伏型、或いは降伏点型という）は、弾性限よりも高い応力（降伏応力）を有することから、橋梁などの大型構造物の強度を確保する観点からは、明確な降伏点を示さない連続降伏型（ラウンドハウス型）よりも降伏点型にすることが高強度化に有効であるとされている。降伏点の出現の有無は、初期転位密度（可動転位密度）の大小と関連しており、可動転位密度が大きいと降伏点が減少して降伏強度が低下することが知られている。可動転位密度は鋼板中のＭＡ組織の面積率が増大するにしたがって高くなるため、降伏強度の低下を抑えるには、ＭＡ組織をできるだけ低減することが必要となる。またＭＡ組織は粗大な硬質相であり、亀裂発生の起点となって低温靭性を劣化させるため、低温靭性向上の観点からもＭＡ組織は抑制すべき組織である。
そこで本発明者らは鋼板の全組織に対するＭＡ組織の面積率（「ＭＡ組織分率」ということがある）を抑制すれば、母材の低温靭性と強度をバランスよく向上できると考え、金属組織を適切に制御し得る製造条件について鋭意研究を重ねた。その結果、特に熱間圧延後の冷却停止温度をＢｆ点±５０℃の範囲に制御することが重要であることがわかった。
以下、鋼板の強度（ＹＳ）と冷却停止温度との関係を示す図１に基づいて冷却停止温度をＢｆ点±５０℃と定めた理由について説明する。図１中、Ｎ値（図中、Ｎ値はＮと表記し、黒塗り三角印で表す）は本発明者らが独自に設定した加工硬化指数であって、熱間圧延後の冷却の停止温度（冷却停止温度）を変動させた場合の値を示すものである。なお、図１に示す測定結果は全て後記実施例の鋼種Ａを使用している。なお、Ｎ値は、鋼板の歪量が０．５〜５％となる範囲において真歪み（ε）と真応力（σ）の対数（Ｌｎ(ε)とＬｎ(σ)）を求め、横軸を真歪の対数（Ｌｎ(ε)）、縦軸を真応力の対数（Ｌｎ(σ)）としてグラフを作成し、その一次近似線の傾きである（図４参照）。
本発明のＮ値の測定において歪量を０．５〜５％の範囲としたのは、必要とされる鋼板の強度（ＹＳ）を確保するにはＳ−Ｓ曲線の範囲を歪量との関係で０．５〜５％とすることが有効であるとの本発明者らの検討結果に基づき設定した値である。また降伏応力は降伏点型では上降伏点、ラウンドハウス型では０．２％耐力を測定しているが、これは鋼板の強度を確保する観点からは０．２％耐力を測定する歪領域近傍でのＳ−Ｓ曲線の形状が影響するためである。図１においてＮ値をプロットしたライン（「▲」）では、４１０℃近傍からＮ値が下降して、おおむね４６０℃をピーク（最小値）に再び上昇を始めて５１０℃近傍で、Ｎ値下降時の値（４１０℃近傍と同等の値）となり、その後も上昇していることが示されている。
詳細にＮ値と鋼板の強度（ＹＳ：図１中「●」）との関係について検討した結果、ＹＳ値（「●」）をプロットしたラインに示されるように、Ｎ値が下降を始める４１０℃近傍から強度が上昇しておおむね４６０℃でピーク（最大値）を迎え、５１０℃近傍で強度上昇時の値と同等となり、その後も強度が下降していることが示されている。そしてこの加工硬化指数（Ｎ値）と強度（ＹＳ値）の関係は４１０〜５１０℃の範囲において４６０℃をピークとするほぼ正反対の挙動を示していることがわかった。
また図１中、Ｎ値とＹＳ値のピークを示す温度に関して調べたところ、ピーク温度（図１では４６０℃）はいずれもベイナイト変態終了温度（Ｂｆ点）であること、またこのＢｆ点±５０℃の範囲（図１中、４１０〜５１０℃の範囲）においてはいずれもＭＡ組織分率が低く、高強度であることがわかった。なお、本発明においてＢｆ点は後述するように加工フォーマスター試験を用いて作製されたＣＣＴ曲線に基づいて算出されたものであり、絶対値ではなく、化学成分組成、及び製造条件（熱間圧延後の平均冷却速度、歪量など）によって変動する値である。
次に図２に基づいて説明する。図２は、図１で用いた鋼板と同じ鋼板を用いて測定した冷却停止温度と母材の低温靭性との関係について示すグラフである。図２では上記図１のＢｆ点±５０℃の範囲（４１０〜５１０℃）において、母材の靭性が破面遷移温度（ｖＴｒｓ）で−８０℃以下といった極めて高い靭性を発揮することが示されている。
なお、図には示していないが、冷却停止温度と鋼板のＭＡ組織分率との関係について調べたところ、冷却停止温度をＢｆ点±５０℃の範囲として製造した鋼板は、Ｂｆ点±５０℃を外れて製造した鋼板と比べて金属組織中のＭＡ組織分率が少なく、母材の低温靭性に優れていることがわかった。
本発明者らが冷却停止温度をＢｆ点±５０℃の温度範囲内とした場合の効果について詳細に検討した結果、冷却停止温度をＢｆ点±５０℃の温度範囲内とした場合、生成するＭＡ組織量が少なく、更に生成したＭＡ組織もその後の室温までの冷却で更に分解され、製造した鋼板の金属組織中のＭＡ組織分率は極くわずか（０〜数面積％、例えば６面積％以下）であり、鋼板の金属組織は高強度化に寄与するベイナイトが主体であることがわかった。
上述した図１、図２の結果は、後記する表１の鋼種Ａを用いて所定の圧延・冷却を行ったときの結果であるが、本発明はこれに限定されず、本発明で規定する条件の製造方法を行ったときも同様の傾向が見られることを実験により確認している。
以上の検討結果から、圧延後の冷却停止温度をＢｆ点±５０℃とすることによって、ＭＡ組織の生成を抑制でき、ベイナイト分率を８０面積％以上のベイナイト鋼を精度良く製造できると共に、低温靭性と強度をバランスよく兼ね備えた鋼板を安定して製造できることを見出し、本発明に至ったものである。以下、本発明について詳述する。
まず、本発明の高強度鋼板の化学成分組成について説明する。本発明の高強度鋼板の成分組成は、各種構造用鋼板に通常含まれている合金成分で構成されているが、熱間圧延に供する鋼片が以下の成分組成を満足しない場合は本発明の製造方法を採用しても所望の鋼板が得られないため、鋼板に要求される特性に与える影響等を考慮しながら、適切に調整することが必要である。
Ｃ：０．０５〜０．１５％
Ｃは、鋼板の強度確保に必須の元素であり、０．０５％以上含有させる。好ましいＣ含有量は０．０６％以上、より好ましくは０．０７％以上である。一方、Ｃを過剰に添加すると溶接性が悪化すると共に、硬質相であるＭＡ組織の生成を抑制できず、低温靭性が悪化するため、Ｃは０．１５％以下に抑える必要がある。Ｃ含有量は好ましくは０．１３％以下、より好ましくは０．１２％以下である。
Ｃは、鋼板の強度確保に必須の元素であり、０．０５％以上含有させる。好ましいＣ含有量は０．０６％以上、より好ましくは０．０７％以上である。一方、Ｃを過剰に添加すると溶接性が悪化すると共に、硬質相であるＭＡ組織の生成を抑制できず、低温靭性が悪化するため、Ｃは０．１５％以下に抑える必要がある。Ｃ含有量は好ましくは０．１３％以下、より好ましくは０．１２％以下である。
Ｓｉ：０．０５〜０．５％
Ｓｉは、溶鋼の脱酸に使用されると共に強度向上に作用する元素である。これらの効果を得るためには０．０５％以上含有させる。好ましいＳｉ含有量は０．０７％以上、より好ましくは０．１０％以上である。一方、Ｓｉ含有量が多くなり過ぎると、溶接性や低温靭性が劣化するため、０．５％以下に抑える必要がある。Ｓｉ含有量は好ましくは０．４５％以下、より好ましくは０．４０％以下である。
Ｓｉは、溶鋼の脱酸に使用されると共に強度向上に作用する元素である。これらの効果を得るためには０．０５％以上含有させる。好ましいＳｉ含有量は０．０７％以上、より好ましくは０．１０％以上である。一方、Ｓｉ含有量が多くなり過ぎると、溶接性や低温靭性が劣化するため、０．５％以下に抑える必要がある。Ｓｉ含有量は好ましくは０．４５％以下、より好ましくは０．４０％以下である。
Ｍｎ：１．０〜２．０％
Ｍｎは、焼入れ性を高めて鋼板の高強度化に寄与する元素である。このような作用を有効に発揮させるには、Ｍｎを１．０％以上含有させる必要がある。好ましいＭｎ含有量は１．１％以上、より好ましくは１．２％以上である。一方、Ｍｎを過剰に添加すると溶接性や低温靭性が悪化するため、Ｍｎは２．０％以下に抑える必要がある。Ｍｎ含有量は好ましくは１．９％以下、より好ましくは１．８５％以下である。
Ｍｎは、焼入れ性を高めて鋼板の高強度化に寄与する元素である。このような作用を有効に発揮させるには、Ｍｎを１．０％以上含有させる必要がある。好ましいＭｎ含有量は１．１％以上、より好ましくは１．２％以上である。一方、Ｍｎを過剰に添加すると溶接性や低温靭性が悪化するため、Ｍｎは２．０％以下に抑える必要がある。Ｍｎ含有量は好ましくは１．９％以下、より好ましくは１．８５％以下である。
Ｐ：０．０２％以下（０％を含まない）
Ｐは、低温靭性を劣化させる元素であるため極力低減する必要があり、本発明では０．０２％以下に抑える。なお、Ｐは鋼中に不可避的に含まれるため、０％を含まないとした。
Ｐは、低温靭性を劣化させる元素であるため極力低減する必要があり、本発明では０．０２％以下に抑える。なお、Ｐは鋼中に不可避的に含まれるため、０％を含まないとした。
Ｓ：０．０１％以下（０％を含まない）
Ｓは、低温靭性を劣化させる元素であるため極力低減する必要があり、本発明では０．０１％以下に抑える。なお、ＳもＰと同じく鋼中に不可避的に含まれるため、０％を含まないとした。
Ｓは、低温靭性を劣化させる元素であるため極力低減する必要があり、本発明では０．０１％以下に抑える。なお、ＳもＰと同じく鋼中に不可避的に含まれるため、０％を含まないとした。
Ａｌ：０．００５〜０．０４５％
Ａｌは、脱酸剤として使用される元素であり、脱酸作用を十分に発揮するためには０．００５％以上含有させる。好ましくは０．００８％以上、より好ましくは０．０１０％以上である。一方、Ａｌを過剰に含有すると、粗大な酸化物が増大し、低温靭性が劣化するので、０．０４５％以下に抑える。Ａｌ含有量は好ましくは０．０４０％以下、より好ましくは ０．０３５％以下である。
Ａｌは、脱酸剤として使用される元素であり、脱酸作用を十分に発揮するためには０．００５％以上含有させる。好ましくは０．００８％以上、より好ましくは０．０１０％以上である。一方、Ａｌを過剰に含有すると、粗大な酸化物が増大し、低温靭性が劣化するので、０．０４５％以下に抑える。Ａｌ含有量は好ましくは０．０４０％以下、より好ましくは ０．０３５％以下である。
Ｎｂ：０．００５〜０．０８％
Ｎｂは、低温靭性の向上と析出強化による強度向上に寄与する元素である。特に本発明でＮｂを必須元素とする理由は、オーステナイトの再結晶温度を低温化させて後記する制御圧延（１０００℃以下の温度域で累積圧下率５０％以上）におけるオーステナイト粒の微細化を促進して低温靭性の向上に寄与するからである。このような効果を有効に発揮させるには、Ｎｂを０．００５％以上含有させる必要がある。好ましいＮｂ含有量は０．００８％以上、より好ましくは０．０１０％以上である。一方、Ｎｂを過剰に添加すると、低温靭性が悪化するため、Ｎｂは０．０８％以下に抑える必要がある。Ｎｂ含有量は好ましくは０．０７％以下、より好ましくは０．０６％以下である。
Ｎｂは、低温靭性の向上と析出強化による強度向上に寄与する元素である。特に本発明でＮｂを必須元素とする理由は、オーステナイトの再結晶温度を低温化させて後記する制御圧延（１０００℃以下の温度域で累積圧下率５０％以上）におけるオーステナイト粒の微細化を促進して低温靭性の向上に寄与するからである。このような効果を有効に発揮させるには、Ｎｂを０．００５％以上含有させる必要がある。好ましいＮｂ含有量は０．００８％以上、より好ましくは０．０１０％以上である。一方、Ｎｂを過剰に添加すると、低温靭性が悪化するため、Ｎｂは０．０８％以下に抑える必要がある。Ｎｂ含有量は好ましくは０．０７％以下、より好ましくは０．０６％以下である。
本発明の鋼板は、上記成分組成を満足し、残部は鉄および不可避的不純物である。不可避的不純物としては、例えば鋼中に原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれることがある上記Ｐ、Ｓや、トランプ元素（Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｂ、Ｓｎなど）が含まれることがある。また上記本発明の作用に悪影響を与えない範囲で、更に他の元素として以下の元素を積極的に含有させることも可能である。
（Ａ）Ｃｕ：１．５％以下(０％を含まない)、Ｎｉ：３．０％以下(０％を含まない)、Ｍｏ：０．８％以下(０％を含まない)、Ｃｒ：１．５％以下(０％を含まない)、およびＶ：０．０８％以下(０％を含まない)よりなる群から選択される少なくとも一種、
（Ｂ）Ｂ：０．００５％以下(０％を含まない)、Ｃａ：０．０５０％以下(０％を含まない)、Ｔｉ：０．０３０％以下(０％を含まない)、およびＮ：０．０１０％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種、などを含有してもよい。こうした範囲を定めた理由は次の通りである。
（Ｂ）Ｂ：０．００５％以下(０％を含まない)、Ｃａ：０．０５０％以下(０％を含まない)、Ｔｉ：０．０３０％以下(０％を含まない)、およびＮ：０．０１０％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種、などを含有してもよい。こうした範囲を定めた理由は次の通りである。
（Ａ）Ｃｕ：１．５％以下(０％を含まない)、Ｎｉ：３．０％以下(０％を含まない)、Ｍｏ：０．８％以下(０％を含まない)、Ｃｒ：１．５％以下(０％を含まない)、およびＶ：０．０８％以下(０％を含まない)よりなる群から選択される少なくとも一種
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、ＣｒおよびＶは、いずれも強度確保に有用な元素である。
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、ＣｒおよびＶは、いずれも強度確保に有用な元素である。
Ｃｕ：１．５％以下(０％を含まない)
Ｃｕは、焼入れ性を高めて鋼板の高強度化に寄与する元素である。これらの効果を得るためには０．０３％以上含有させることが好ましい。Ｃｕの含有量はより好ましくは０．０５％以上、更に好ましくは０．０８％以上である。一方、Ｃｕ含有量が過剰になると低温靭性を劣化させるため、１．５％以下とすることが好ましい。Ｃｕ含有量はより好ましくは１．３％以下、更に好ましくは１．２％以下である。
Ｃｕは、焼入れ性を高めて鋼板の高強度化に寄与する元素である。これらの効果を得るためには０．０３％以上含有させることが好ましい。Ｃｕの含有量はより好ましくは０．０５％以上、更に好ましくは０．０８％以上である。一方、Ｃｕ含有量が過剰になると低温靭性を劣化させるため、１．５％以下とすることが好ましい。Ｃｕ含有量はより好ましくは１．３％以下、更に好ましくは１．２％以下である。
Ｎｉ：３．０％以下(０％を含まない)
Ｎｉは、母材と溶接部の強度と低温靭性を同時に向上させる元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、０．０３％以上含有させることが好ましい。Ｎｉ含有量は、より好ましくは０．０５％以上、更に好ましくは０．０８％以上である。一方、Ｎｉ含有量が過剰になるとコストアップとなるため、３．０％以下とすることが好ましい。Ｎｉ含有量はより好ましくは１．５％以下、更に好ましくは１．２％以下である。
Ｎｉは、母材と溶接部の強度と低温靭性を同時に向上させる元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、０．０３％以上含有させることが好ましい。Ｎｉ含有量は、より好ましくは０．０５％以上、更に好ましくは０．０８％以上である。一方、Ｎｉ含有量が過剰になるとコストアップとなるため、３．０％以下とすることが好ましい。Ｎｉ含有量はより好ましくは１．５％以下、更に好ましくは１．２％以下である。
Ｍｏ：０．８％以下(０％を含まない)
Ｍｏは、強度と低温靭性向上に有効な元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、０．０５％以上含有させることが好ましい。Ｍｏ含有量は、より好ましくは０．０６％以上、更に好ましくは０．０８％以上である。一方、Ｍｏ含有量が過剰になると溶接性や低温靭性（溶接部の低温靭性含む）が劣化するため、０．８％以下とすることが好ましい。Ｍｏ含有量はより好ましくは０．７％以下、更に好ましくは０．６％以下である。
Ｍｏは、強度と低温靭性向上に有効な元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、０．０５％以上含有させることが好ましい。Ｍｏ含有量は、より好ましくは０．０６％以上、更に好ましくは０．０８％以上である。一方、Ｍｏ含有量が過剰になると溶接性や低温靭性（溶接部の低温靭性含む）が劣化するため、０．８％以下とすることが好ましい。Ｍｏ含有量はより好ましくは０．７％以下、更に好ましくは０．６％以下である。
Ｃｒ：１．５％以下(０％を含まない)
Ｃｒは、高強度化に有効な元素であり、このような効果を得るためには０．０５％以上含有させることが好ましい。Ｃｒ含有量はより好ましくは０．０６％以上、更に好ましくは０．０８％以上である。一方、Ｃｒ含有量が過剰になると、低温靭性を劣化させるので、１．５％以下に抑えることが好ましい。Ｃｒ含有量はより好ましくは１．３％以下、更に好ましくは１．２％以下である。
Ｃｒは、高強度化に有効な元素であり、このような効果を得るためには０．０５％以上含有させることが好ましい。Ｃｒ含有量はより好ましくは０．０６％以上、更に好ましくは０．０８％以上である。一方、Ｃｒ含有量が過剰になると、低温靭性を劣化させるので、１．５％以下に抑えることが好ましい。Ｃｒ含有量はより好ましくは１．３％以下、更に好ましくは１．２％以下である。
Ｖ：０．０８％以下(０％を含まない)
Ｖは、強度向上に寄与する元素であり、０．００５％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．００８％以上、更に好ましくは０．０１０％以上である。一方、Ｖ含有量が多くなると溶接性や低温靭性が劣化するため、０．０８％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．０７％以下、更に好ましくは０．０６％以下である。
Ｖは、強度向上に寄与する元素であり、０．００５％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．００８％以上、更に好ましくは０．０１０％以上である。一方、Ｖ含有量が多くなると溶接性や低温靭性が劣化するため、０．０８％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．０７％以下、更に好ましくは０．０６％以下である。
（Ｂ）Ｂ：０．００５％以下(０％を含まない)、Ｃａ：０．０５０％以下(０％を含まない)、Ｔｉ：０．０３０％以下(０％を含まない)、およびＮ：０．０１０％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種
Ｂ、Ｃａ、Ｔｉ、およびＮは、いずれも低温靭性向上に有用な元素である。
Ｂ、Ｃａ、Ｔｉ、およびＮは、いずれも低温靭性向上に有用な元素である。
Ｂ：０．００５％以下(０％を含まない)
Ｂは、焼入れ性を高めて高強度化に寄与する元素であると共に、低温靭性（特に溶接部の低温靭性）を向上させる元素である。こうした効果を得るためには、０．０００３％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０００５％以上、更に好ましくは０．０００８％以上である。一方、Ｂ含有量が多くなると溶接性や低温靭性が劣化するため、０．００５％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．００３％以下、更に好ましくは０．００２５％以下である。
Ｂは、焼入れ性を高めて高強度化に寄与する元素であると共に、低温靭性（特に溶接部の低温靭性）を向上させる元素である。こうした効果を得るためには、０．０００３％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０００５％以上、更に好ましくは０．０００８％以上である。一方、Ｂ含有量が多くなると溶接性や低温靭性が劣化するため、０．００５％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．００３％以下、更に好ましくは０．００２５％以下である。
Ｃａ：０．０５０％以下(０％を含まない)
Ｃａは、脱酸や母材の低温靭性向上に寄与する元素である。こうした効果を得るためには、０．０００５％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０００８％以上、更に好ましくは０．００１０％以上である。一方、Ｃａ含有量が多くなると粗大なＣａＳやＣａＯ等の介在物を形成して延性や母材の低温靭性を悪化させるため、好ましくは０．０５０％以下、より好ましくは０．０４０％以下、更に好ましくは０．０３０％以下である。
Ｃａは、脱酸や母材の低温靭性向上に寄与する元素である。こうした効果を得るためには、０．０００５％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０００８％以上、更に好ましくは０．００１０％以上である。一方、Ｃａ含有量が多くなると粗大なＣａＳやＣａＯ等の介在物を形成して延性や母材の低温靭性を悪化させるため、好ましくは０．０５０％以下、より好ましくは０．０４０％以下、更に好ましくは０．０３０％以下である。
Ｔｉ：０．０３０％以下(０％を含まない)
Ｔｉは、ＴｉＮ系析出物を生成して低温靭性（特に溶接部）を向上させると共に、高強度化に寄与する元素でもある。こうした作用を有効に発揮さえるには、０．００３％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．００５％以上、更に好ましくは０．００７％以上である。一方、Ｔｉ含有量が過剰になると、粗大なＴｉ析出物が生成して却って低温靭性の低下を招くため、好ましくは０．０３０％以下、より好ましくは０．０２５％以下、更に好ましくは０．０２２％以下である。
Ｔｉは、ＴｉＮ系析出物を生成して低温靭性（特に溶接部）を向上させると共に、高強度化に寄与する元素でもある。こうした作用を有効に発揮さえるには、０．００３％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．００５％以上、更に好ましくは０．００７％以上である。一方、Ｔｉ含有量が過剰になると、粗大なＴｉ析出物が生成して却って低温靭性の低下を招くため、好ましくは０．０３０％以下、より好ましくは０．０２５％以下、更に好ましくは０．０２２％以下である。
Ｎ：０．０１０％以下（０％を含まない）
Ｎは、ＴｉやＡｌ等の元素と窒化物を形成して低温靭性を向上させる元素であるため、好ましくは０．００２％以上、より好ましくは０．００３％以上含有させるのがよい。一方、Ｎ含有量が過剰になると固溶Ｎ量が増大して低温靭性を悪化させるため、好ましくは０．０１０％以下、より好ましくは０．００９％以下である。
Ｎは、ＴｉやＡｌ等の元素と窒化物を形成して低温靭性を向上させる元素であるため、好ましくは０．００２％以上、より好ましくは０．００３％以上含有させるのがよい。一方、Ｎ含有量が過剰になると固溶Ｎ量が増大して低温靭性を悪化させるため、好ましくは０．０１０％以下、より好ましくは０．００９％以下である。
次に上記成分組成を満足する鋼片を用いて本発明の鋼板を製造する方法について説明する。本発明で使用する鋼片（素材鋼）は、上記した組成の溶鋼を、転炉等の公知の溶製法で溶製し、次いで連続鋳造法等の公知の鋳造法で所定寸法の鋼片（スラブ等）とすることが好ましい。常法によって鋳造した鋼片を、１０００〜１２５０℃の温度に加熱した後、１０００℃以下の温度における累積圧下率を５０％以上、圧延終了温度をＡｒ３点以上９００℃以下とする熱間圧延を施す。熱間圧延後、Ａｒ３−３０℃以上の温度から、ベイナイト変態終了温度（Ｂｆ点）±５０℃の温度範囲まで３〜５０℃／秒の平均冷却速度で加速冷却することによって製造できる。なお、本発明の製造方法における上記温度はいずれも鋼片表面の温度を放射温度計によって測定したものである。
加熱温度：１０００〜１２５０℃
上記した組成を有する鋼片は、熱間圧延前に加熱するが、加熱温度が低すぎると、鋼中のＮｂが十分に固溶しないため、圧延してもオーステナイト組織を十分に微細化できず、またＮｂの析出強化も十分に得られないため、所望の低温靭性や強度が確保できない。したがって加熱温度は１０００℃以上、好ましくは１０３０℃以上とする。一方、加熱温度を高くし過ぎると、オーステナイト粒が粗大化して低温靭性が低下してしまうため、加熱温度は１２５０℃以下、好ましくは１２００℃以下とする。
上記した組成を有する鋼片は、熱間圧延前に加熱するが、加熱温度が低すぎると、鋼中のＮｂが十分に固溶しないため、圧延してもオーステナイト組織を十分に微細化できず、またＮｂの析出強化も十分に得られないため、所望の低温靭性や強度が確保できない。したがって加熱温度は１０００℃以上、好ましくは１０３０℃以上とする。一方、加熱温度を高くし過ぎると、オーステナイト粒が粗大化して低温靭性が低下してしまうため、加熱温度は１２５０℃以下、好ましくは１２００℃以下とする。
次いで上記加熱後、熱間圧延をする。熱間圧延開始温度は、特に限定されず、例えば１０００〜１２００℃の範囲で開始してもよい。
１０００℃以下の累積圧下率：５０％以上
続いて、１０００℃以下で累積圧下率が５０％以上の熱間圧延を行う。オーステナイト再結晶温度域で圧延する場合は、オーステナイトの再結晶化が繰り返されてオーステナイト粒の微細化と整粒化が促進され、組織の微細化を図ることができ、低温靭性が向上する。またオーステナイト未再結晶温度域で圧延する場合は、オーステナイト結晶粒界の面積を増大させ、オーステナイト粒内に歪を導入させることができる。これにより、オーステナイト粒界、およびオーステナイト粒内からの変態を促進させて組織の微細化を図ることができ、低温靭性が向上する。したがって本発明で行う圧延は、オーステナイト再結晶温度域、またはオーステナイトと未再結晶温度域のいずれでもよい。好ましい圧延温度は７３０℃以上、より好ましくは７５０℃以上であって、再結晶温度を考慮すると上限は１０００℃以下、好ましくは９５０℃以下、より好ましくは９００℃以下である。
続いて、１０００℃以下で累積圧下率が５０％以上の熱間圧延を行う。オーステナイト再結晶温度域で圧延する場合は、オーステナイトの再結晶化が繰り返されてオーステナイト粒の微細化と整粒化が促進され、組織の微細化を図ることができ、低温靭性が向上する。またオーステナイト未再結晶温度域で圧延する場合は、オーステナイト結晶粒界の面積を増大させ、オーステナイト粒内に歪を導入させることができる。これにより、オーステナイト粒界、およびオーステナイト粒内からの変態を促進させて組織の微細化を図ることができ、低温靭性が向上する。したがって本発明で行う圧延は、オーステナイト再結晶温度域、またはオーステナイトと未再結晶温度域のいずれでもよい。好ましい圧延温度は７３０℃以上、より好ましくは７５０℃以上であって、再結晶温度を考慮すると上限は１０００℃以下、好ましくは９５０℃以下、より好ましくは９００℃以下である。
また圧下率について、１０００℃以下での累積圧下率が５０％未満では、組織の微細化が不十分であり、十分な低温靭性向上効果が得られない。また本発明では焼戻し熱処理を省略しているため、強度（ＹＳ）を高める観点からも５０％以上の累積圧下率が必要である。好ましい累積圧下率は５５％以上、より好ましくは６０％以上であって、好ましくは８５％以下、より好ましくは８０％以下である。
圧延終了温度：Ａｒ３点以上９００℃以下
上記した熱間圧延の圧延終了温度は、Ａｒ３点以上とする。圧延終了温度がＡｒ３点未満では軟質のフェライトが生成し所望の強度が確保できないうえ、フェライトを圧延することによってフェライト中に歪が導入されてしまい、低温靭性が低下する。一方、圧延終了温度が９００℃を超えると、たとえ１０００℃以下での累積圧下率を５０％以上としても組織が粗大化して、低温靭性が低下する。
上記した熱間圧延の圧延終了温度は、Ａｒ３点以上とする。圧延終了温度がＡｒ３点未満では軟質のフェライトが生成し所望の強度が確保できないうえ、フェライトを圧延することによってフェライト中に歪が導入されてしまい、低温靭性が低下する。一方、圧延終了温度が９００℃を超えると、たとえ１０００℃以下での累積圧下率を５０％以上としても組織が粗大化して、低温靭性が低下する。
上記Ａｒ３点は、Ａｒ３点=８６８−３６９×［Ｃ］＋２４．６×［Ｓｉ］−６８．１×［Ｍｎ］−３６．１×［Ｎｉ］−２０．７×［Ｃｕ］−２４．８×［Ｃｒ］＋２９．６×［Ｍｏ］によって算出できる。式中［ ］は各元素の含有量（質量％）を示しており、鋼板に含まれない元素の含有量は０質量％として計算すればよい。
圧延後、３〜５０℃／秒の平均冷却速度で加速冷却を行う。本発明では加速冷却開始までの時間は、特に限定されず、通常の間隔でよく、冷却開始までの時間が長くなって、加速冷却による効果が低下しない範囲で設定すればよい。例えば熱間圧延終了から加速冷却開始までの時間をおおむね１０分以内とすることが好ましい。
加速冷却開始温度：Ａｒ３−３０℃以上
上記条件で熱間圧延を行った後、３〜５０℃／秒の平均冷却速度で加速冷却を施すが、加速冷却の開始温度はＡｒ３−３０℃以上であることが必要である。冷却開始温度がＡｒ３−３０℃未満となると、フェライト（ポリゴナルフェライト）が形成され、所望の組織（ベイナイト分率８０％以上）を形成できなくなる。
上記条件で熱間圧延を行った後、３〜５０℃／秒の平均冷却速度で加速冷却を施すが、加速冷却の開始温度はＡｒ３−３０℃以上であることが必要である。冷却開始温度がＡｒ３−３０℃未満となると、フェライト（ポリゴナルフェライト）が形成され、所望の組織（ベイナイト分率８０％以上）を形成できなくなる。
加速冷却速度：３〜５０℃／秒（平均冷却速度）
本発明では平均冷却速度で３℃／秒以上の加速冷却を、冷却停止温度まで行う。熱間圧延後、平均３℃／秒以上の加速冷却を施すことにより、ベイナイト分率が８０％以上の組織を確保でき、所望の高強度が得られる。一方、平均冷却速度が３℃／秒未満では、強度の低いフェライトやパーライトなどの高温変態組織が生成し、ベイナイト分率が低下して所望の強度を確保できない。また平均冷却速度が５０℃／秒を超えると低温変態組織であるマルテンサイトや残留オーステナイトが生成し、ベイナイト分率を８０％以上確保することが困難となる。好ましい加速冷却速度は、平均冷却速度で、５℃／秒以上、より好ましくは７℃／秒以上であって、好ましくは４５℃／秒以下、より好ましくは４０℃／秒以下である。
本発明では平均冷却速度で３℃／秒以上の加速冷却を、冷却停止温度まで行う。熱間圧延後、平均３℃／秒以上の加速冷却を施すことにより、ベイナイト分率が８０％以上の組織を確保でき、所望の高強度が得られる。一方、平均冷却速度が３℃／秒未満では、強度の低いフェライトやパーライトなどの高温変態組織が生成し、ベイナイト分率が低下して所望の強度を確保できない。また平均冷却速度が５０℃／秒を超えると低温変態組織であるマルテンサイトや残留オーステナイトが生成し、ベイナイト分率を８０％以上確保することが困難となる。好ましい加速冷却速度は、平均冷却速度で、５℃／秒以上、より好ましくは７℃／秒以上であって、好ましくは４５℃／秒以下、より好ましくは４０℃／秒以下である。
冷却停止温度：Ｂｆ点＋５０℃〜Ｂｆ点−５０℃
既に上記したように冷却停止温度をＢｆ点±５０℃の範囲内とすることによって、母材の低温靭性及び強度を高めることができる。またこの温度範囲内であれば、生成しているＭＡ組織は、その後の冷却で殆ど分解される程度に制御されている。そのため、得られる鋼板にはＭＡ組織が殆ど含まれておらず（好ましくは６％以下、より好ましくは０％）、ＭＡ組織による母材の低温靭性低下を抑制できる。
既に上記したように冷却停止温度をＢｆ点±５０℃の範囲内とすることによって、母材の低温靭性及び強度を高めることができる。またこの温度範囲内であれば、生成しているＭＡ組織は、その後の冷却で殆ど分解される程度に制御されている。そのため、得られる鋼板にはＭＡ組織が殆ど含まれておらず（好ましくは６％以下、より好ましくは０％）、ＭＡ組織による母材の低温靭性低下を抑制できる。
冷却停止温度がＢｆ点−５０℃未満では、冷却停止温度が低過ぎるため、加速冷却過程で生成したＭＡ組織をその後の冷却過程で分解しきれず、鋼板中に残留するＭＡ組織が多くなり、低温靭性が悪化する。好ましくはＢｆ点−４５℃以上、より好ましくはＢｆ点−４０℃以上である。
一方、冷却停止温度がＢｆ点＋５０℃を超える場合、未変態オーステナイトが多くなり過ぎるため、その後の冷却で多量のＭＡ組織が生成してしまい、鋼板中に残留するＭＡ組織が多くなり、低温靭性が悪化する。好ましくはＢｆ点＋４５℃以下、より好ましくはＢｆ点＋４０℃以下である。
上記冷却停止温度で加速冷却を停止させた後、室温まで冷却する。室温までの冷却速度は特に限定されないが、上記加速冷却速度と同程度（平均冷却速度３℃／秒以上）とすると、上記冷却停止温度で加速冷却を停止させた効果が得られなくなってしまうため、３℃／秒未満の平均冷却速度で冷却することが好ましく、より好ましくは放冷（空冷）することが望ましい。
鋼板の金属組織：ベイナイト８０面積％以上
本発明では、上記熱間圧延と上記加速冷却によって得られる鋼板のベイナイト分率が８０％以上となるように成分組成や圧延条件、冷却条件を上記範囲内で適切に調整することが望ましい。ベイナイト分率が８０％以上であれば、強度と低温靭性のバランスを図ることができる。すなわち、ベイナイト分率が８０％以上であれば、残部として含まれる金属組織による鋼板への影響を考慮する必要がない。鋼板のベイナイト分率が８０面積％未満の場合、残部として存在する他の組織（例えばフェライトやパーライトなど）によって、鋼板の強度や低温靭性が影響を受けることがある。またベイナイト分率が低い場合は、鋼板の強度を確保するために圧延終了温度を下げる必要が生じる場合があるが（例えばＡｒ３点以下）、圧延終了温度を下げると、その後の加速冷却によって十分に鋼板の組織制御ができず、例えばフェライトやパーライト、マルテンサイト分率が高くなり、母材の低温靭性が低下することがある。
本発明では、上記熱間圧延と上記加速冷却によって得られる鋼板のベイナイト分率が８０％以上となるように成分組成や圧延条件、冷却条件を上記範囲内で適切に調整することが望ましい。ベイナイト分率が８０％以上であれば、強度と低温靭性のバランスを図ることができる。すなわち、ベイナイト分率が８０％以上であれば、残部として含まれる金属組織による鋼板への影響を考慮する必要がない。鋼板のベイナイト分率が８０面積％未満の場合、残部として存在する他の組織（例えばフェライトやパーライトなど）によって、鋼板の強度や低温靭性が影響を受けることがある。またベイナイト分率が低い場合は、鋼板の強度を確保するために圧延終了温度を下げる必要が生じる場合があるが（例えばＡｒ３点以下）、圧延終了温度を下げると、その後の加速冷却によって十分に鋼板の組織制御ができず、例えばフェライトやパーライト、マルテンサイト分率が高くなり、母材の低温靭性が低下することがある。
なお、ベイナイト分率は、実施例で詳述しているように、鋼板の板厚１／４位置における全組織に対する割合である。
上記した成分組成を有する鋼片に熱間圧を施した後、加速冷却条件を適切に制御した冷却工程を施すことにより、金属組織がベイナイトを主とした組織（ベイナイト面積率８０％以上）となり、低温靭性（ｖＴｒｓ）と強度（ＹＳ）をバランスよく兼ね備えた非調質厚鋼板を歩留まりよく得ることができる。
詳細には上記成分組成を満足する鋼片を、上記したように１０００〜１２５０℃の温度に加熱した後、１０００℃以下の温度における累積圧下率を５０％以上、圧延終了温度をＡｒ３点以上９００℃以下とする熱間圧延工程を施した後の冷却工程において、加速冷却後の冷却停止温度をＢｆ点±５０℃の範囲内とすることによって、低温靭性と強度のバランスがよいベイナイト鋼板を歩留まりよく製造できる。
この冷却工程においては、上記したように加速冷却開始温度をＡｒ３−３０℃以上とするとともに、平均冷却速度を３〜５０℃／秒とすることが望ましい。
本発明の製造方法は、特に板厚が１０〜１００ｍｍ程度の鋼板の製造に好適であるが、これに限定されない。
更に、本発明には、上記強度と低温靭性に優れた高強度鋼板を得るための熱間圧延工程と熱間圧延後の冷却工程を制御する方法も含まれる。具体的には、鋼板の成分組成の種類や比率を適正にすると共に、圧延条件や圧延後の冷却条件を上記のように適切に制御することによって、低温靭性と強度をバランスよく兼ね備えた高強度鋼板を歩留まりよくできる。
詳細には、図１、２に示すように、成分組成を適切に調整された鋼片を適切な条件で圧延、冷却することによって、強度と低温靭性のバランスに優れた高強度鋼板を得ることができ、冷却停止温度を制御しなかった場合と比べて製品の歩留まりがよい。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
表１に示す成分組成（残部は鉄および不可避的不純物、表中の単位は質量％）の溶鋼を連続鋳造法によりスラブとしてから、表２、３に記載の条件で、加熱、熱間圧延、加速冷却して供試鋼（板厚２５ｍｍ）を製造した。なお、熱間圧延後の加速冷却開始までの時間は、１５０秒以内とした。
得られた各供試鋼について、金属組織（ベイナイト分率）、降伏強度（ＹＳ：ＭＰａ）、引張強度（ＴＳ：ＭＰａ）、低温靭性（ｖＴｒｓ：℃）を下記条件で夫々測定した。
ベイナイト分率（％）：
供試鋼の金属組織は、板厚の１／４位置で圧延方向と平行な断面を切り出し、この断面を機械研磨した後、腐食（硝酸３体積％）させたものを光学顕微鏡（４００倍）にて５視野（１視野当たりのサイズ：１５０μｍ×２００μｍ）撮影した金属組織写真を画像解析してベイナイトの平均面積率を求めた。
供試鋼の金属組織は、板厚の１／４位置で圧延方向と平行な断面を切り出し、この断面を機械研磨した後、腐食（硝酸３体積％）させたものを光学顕微鏡（４００倍）にて５視野（１視野当たりのサイズ：１５０μｍ×２００μｍ）撮影した金属組織写真を画像解析してベイナイトの平均面積率を求めた。
降伏強度（ＹＳ：ＭＰａ）、引張強度（ＴＳ：ＭＰａ）：
供試鋼の機械的強度はＪＩＳＺ２２０１号で規定されている４号試験片を用いて引張試験（室温下）を行い、降伏強度（ＹＳ：ＭＰａ）、引張強度（ＴＳ：ＭＰａ）を測定した。なお、上記試験片は供試鋼の板厚１／４位置から、圧延方向に対して垂直な方向が長手方向となるように切り出した。なお、降伏強度として上降伏点もしくは０．２％耐力を測定した。
供試鋼の機械的強度はＪＩＳＺ２２０１号で規定されている４号試験片を用いて引張試験（室温下）を行い、降伏強度（ＹＳ：ＭＰａ）、引張強度（ＴＳ：ＭＰａ）を測定した。なお、上記試験片は供試鋼の板厚１／４位置から、圧延方向に対して垂直な方向が長手方向となるように切り出した。なお、降伏強度として上降伏点もしくは０．２％耐力を測定した。
低温靭性（破面遷移温度（ｖＴｒｓ）：℃）：
供試鋼の板厚１／４で圧延方向に対して垂直な方向が長手方向となるようにＪＩＳＺ２２４２で規定されているシャルピー試験片（１辺：１０ｍｍ）を各３本採取してシャルピー試験を行い、低温靭性を測定した。具体的には低温靭性は、ＪＩＳＺ２２４２に基づいて試験温度を−１６０〜２０℃の間を２０℃ピッチで実施し、遷移曲線を描き、脆性破面率５０％の温度を脆性波面遷移温度（ｖＴｒｓ）として算出した。
供試鋼の板厚１／４で圧延方向に対して垂直な方向が長手方向となるようにＪＩＳＺ２２４２で規定されているシャルピー試験片（１辺：１０ｍｍ）を各３本採取してシャルピー試験を行い、低温靭性を測定した。具体的には低温靭性は、ＪＩＳＺ２２４２に基づいて試験温度を−１６０〜２０℃の間を２０℃ピッチで実施し、遷移曲線を描き、脆性破面率５０％の温度を脆性波面遷移温度（ｖＴｒｓ）として算出した。
図３に示すようにｖＴｒｓ≦０．５０６×ＹＳ−３６２．５となるものを本発明例とした。なお、この式は表２、３の結果に基づき導出されたものであり、本発明における「低温靭性と強度のバランスに優れた」とするものである。
ベイナイト変態終了温度（Ｂｆ点：（℃））：
Ｂｆ点は、加工フォーマスター試験によりＣＣＴ曲線を作製して求めた。具体的には、加工フォーマスター試験片（φ８ｍｍ×１２ｍｍ）を採取して、１１００℃に加熱して１０秒間保持した後、１．０℃／秒の平均冷却速度で１０００℃まで冷却し、１０００℃で歪速度１.０／秒にて累積圧下率２５％の圧下を加える。その後、１．０℃／秒の平均冷却速度で９００℃まで冷却し、９００℃で歪速度１.０／秒にて累積圧下率５０％の加工を施す。その後、９００℃で２秒間保持し、加速冷却の際に適用する平均冷却速度（具体的には３〜５０℃／秒）で５０℃まで冷却し、冷却中の体積変化が生じる温度を測定して変態温度を求めた。更に、冷却後の組織を観察すると共にビッカース硬さ（ＪＩＳ Ｂ ７７３５に基づく）を測定して最終組織を同定した。これらの結果から、ＣＣＴ曲線を作成し、Ｂｆ点を求めた。測定装置は明石製作所製ＡＶＫ（試験荷重９８Ｎ）を用いた。
Ｂｆ点は、加工フォーマスター試験によりＣＣＴ曲線を作製して求めた。具体的には、加工フォーマスター試験片（φ８ｍｍ×１２ｍｍ）を採取して、１１００℃に加熱して１０秒間保持した後、１．０℃／秒の平均冷却速度で１０００℃まで冷却し、１０００℃で歪速度１.０／秒にて累積圧下率２５％の圧下を加える。その後、１．０℃／秒の平均冷却速度で９００℃まで冷却し、９００℃で歪速度１.０／秒にて累積圧下率５０％の加工を施す。その後、９００℃で２秒間保持し、加速冷却の際に適用する平均冷却速度（具体的には３〜５０℃／秒）で５０℃まで冷却し、冷却中の体積変化が生じる温度を測定して変態温度を求めた。更に、冷却後の組織を観察すると共にビッカース硬さ（ＪＩＳ Ｂ ７７３５に基づく）を測定して最終組織を同定した。これらの結果から、ＣＣＴ曲線を作成し、Ｂｆ点を求めた。測定装置は明石製作所製ＡＶＫ（試験荷重９８Ｎ）を用いた。
表２、３中、「ＦＲＴ（℃）」は熱間圧延終了温度、「ＳＣＴ（℃）」は加速冷却開始温度、「ＦＣＴ（℃）」は加速冷却停止温度、「冷却速度（℃／ｓ）」は、加速冷却時の平均冷却速度、「ベイナイト分率（％）」は板厚１／４位置における全組織に対するベイナイト面積率を表す。
実験Ｎｏ．１〜３３は、本発明の成分組成を満たす鋼種を用いて本発明で規定する圧延、冷却条件にて製造した例である。これらはいずれも本発明で規定する金属組織（ベイナイト：８０面積％以上）を満足し、母材の低温靭性と強度のバランスに優れた特性を示した。なお、各実験例の金属組織を公知の方法によって調べたところ、ベイナイト以外の残部はフェライト等であり、またＭＡ組織はいずれも６面積％以下でほとんど含まれていなかった。
本発明の要件を満足しない実験Ｎｏ．３４〜７２は、強度と低温靭性のバランスが劣っていた。
加熱温度が本発明の規定温度（１０００〜１２５０℃）よりも低い実験Ｎｏ．４０（９５０℃）では、十分な低温靭性を確保できず、強度と低温靭性のバランスが悪かった。
１０００℃以下での累積圧下率が本発明の規定の圧下率（５０％以上）よりも低い実験Ｎｏ．４１（４０％）では、十分な低温靭性を確保できず、強度と低温靭性のバランスが悪かった。
圧延終了温度（ＦＲＴ）が本発明の規定の温度（Ａｒ３（７１９℃）〜９００℃）よりも高い実験Ｎｏ．４２（９５０℃）では、強度は向上できたが、十分な低温靭性を確保できず、強度と低温靭性のバランスが悪かった。
圧延後の加速冷却開始温度（ＳＣＴ）が本発明の規定の温度（Ａｒ３−３０℃（６８９℃）以上）よりも低い実験Ｎｏ．３５（６５０℃）では、ベイナイト分率が低く、十分な強度と低温靭性を確保できなかった。
加速冷却速度が本発明で規定する平均速度（３℃／秒）よりも遅い実験Ｎｏ．４７では十分な強度と低温靭性を確保できなかった。
加速冷却速度と冷却停止温度が本願発明の規定を満たさないＮｏ．４６とＮｏ．４８は、十分な低温靭性を確保できず、強度と低温靭性のバランスが悪かった。
冷却停止温度（ＦＣＴ）が本発明の規定の温度（Ｂｆ点＋５０℃以下）よりも高い実験Ｎｏ．３４、３７、３８、４３、４４、５１〜５３、５５、５７では、強度と低温靭性のバランスが悪かった。
冷却停止温度（ＦＣＴ）が本発明の規定の温度（Ｂｆ点−５０℃以下）よりも低い実験Ｎｏ．３６、３９、４５、４９、５０、５４、５６では、十分な低温靭性を確保できず、強度と低温靭性のバランスが悪かった。
本発明の成分組成を満たさない鋼片を用いたＮｏ．５８〜７２では十分な強度や低温靭性を得ることができなかった。
詳細には、Ｃ含有量が本発明の規定（０．０５％）を下回る実験Ｎｏ．５８〜６０（０．０３％）では、十分な強度を確保できず、強度と低温靭性のバランスが悪かった。特にＮｏ．５８と６０は冷却停止温度（ＦＣＴ）が本発明の規定の温度（Ｂｆ点±５０℃以下）の範囲を外れており、十分な低温靭性も確保できなかった。
Ｃ含有量が本発明の規定（０．１５％）を超える実験Ｎｏ．６１（０．１８％）では、十分な低温靭性を確保できず、強度と低温靭性のバランスが悪かった。
Ｓｉ含有量が本発明の規定（０．０５％）を下回る実験Ｎｏ．６２〜６４（０．０３％）では、十分な強度を確保できず、強度と低温靭性のバランスが悪かった。特にＮｏ．６２と６４は冷却停止温度（ＦＣＴ）が本発明の規定の温度（Ｂｆ点±５０℃以下）の範囲を外れており、十分な低温靭性も確保できなかった。
Ｓｉ含有量が本発明の規定（０．５０％）を超える実験Ｎｏ．６５（０．５５％）では、十分な低温靭性を確保できず、強度と低温靭性のバランスが悪かった。
Ｍｎ含有量が本発明の規定（１．０％）を下回る実験Ｎｏ．６６〜６８（０．７５％）では、十分な強度を確保できず、強度と低温靭性のバランスが悪かった。特にＮｏ．６８は冷却停止温度（ＦＣＴ）が本発明の規定の温度（Ｂｆ点±５０℃以下）の範囲を外れており、十分な低温靭性も確保できなかった。
Ｍｎ含有量が本発明の規定（２．０％）を超え、更に冷却停止温度（ＦＣＴ）が本発明の規定の温度（Ｂｆ点±５０℃以下）の範囲を外れている実験Ｎｏ．６９（２．２０％）では、十分な低温靭性を確保できず、強度と低温靭性のバランスが悪かった。同じくＭｎ含有量が本発明の規定を超える鋼種Ｑを用いていたＮｏ．７０は、低温靭性が確保できず、強度と低温靭性のバランスが悪かった。
Ｎｂ含有量が本発明の規定（０．００５％）を下回る実験Ｎｏ．７１（０．００３％）では、十分な低温靭性を確保できず、強度と低温靭性のバランスが悪かった。
Ａｌ含有量が本発明の規定（０．０４５％）を超える実験Ｎｏ．７２（０．０５０％）では、十分な低温靭性を確保できず、強度と低温靭性のバランスが悪かった。
図３に、実験Ｎｏ．１〜７２の低温靭性と強度（ＹＳ）の値をプロットしたグラフを示す。このグラフからもわかるように本発明例（Ｎｏ．１〜３３）は比較例（Ｎｏ．３４〜７２）よりも低温靭性と強度のバランスが良く、一定のライン（ｖＴｒｓ＝０．５０６ＹＳ−３６２．５）を境にして区別することが可能である。
Claims (7)
- Ｃ ：０．０５〜０．１５％（質量％の意味。以下、成分について同じ）、
Ｓｉ：０．０５〜０．５％、
Ｍｎ：１．０〜２．０％、
Ｐ ：０．０２％以下(０％を含まない)、
Ｓ ：０．０１％以下(０％を含まない)、
Ａｌ：０．００５〜０．０４５％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０８％、
を含有し、残部鉄および不可避的不純物からなる鋼片を、１０００〜１２５０℃の温度に加熱した後、９００℃以下の温度における累積圧下率を５０％以上、圧延終了温度をＡｒ3点以上９００℃以下とする熱間圧延を施した後、Ａｒ3−３０℃以上の温度から、３〜５０℃／秒の平均冷却速度でベイナイト変態終了温度＋５０℃からベイナイト変態終了温度−５０℃の温度域まで冷却することを特徴とする板厚１／４位置における全組織に対するベイナイト面積率が８０％以上である低温靭性と強度のバランスに優れた高強度鋼板の製造方法（但し、Ｃ：０．０９％、Ｓｉ：０．３０％、Ｍｎ：１．５％、Ｐ：０．０１５％、Ｓ：０．００２％、Ａｌ：０．０２％、Ｎｂ：０．０４％を含有し、残部鉄および不可避的不純物からなる鋼片を、加熱温度１１５０℃、（Ａｒ3＋１５０℃）以上の温度領域における圧下率６０％、軽圧下のパス回数１回、（Ａｒ3＋１５０℃）〜Ａｒ3までの圧下率７５％、仕上温度７８０℃、冷却開始温度７５０℃、冷却速度８℃／ｓ、冷却停止温度５００℃で処理し、板厚２２ｍｍ、平均フェライト粒径４μｍ、粗大ポリゴナルフェライト粒径１５μｍ、粗大ポリゴナルフェライト面積率１５％である鋼板の製造方法、およびＣ：０．０６％、Ｓｉ：０．２５％、Ｍｎ：１．７％、Ｐ：０．０１０％、Ｓ：０．００１％、Ａｌ：０．０２％、Ｎｂ：０．０４％、Ｃｒ：０．１％、Ｍｏ：０．２％、Ｔｉ：０．０１％、Ｃａ：０．００３％を含有し、残部鉄および不可避的不純物からなる鋼片を、加熱温度１１５０℃、（Ａｒ3＋１５０℃）以上の温度領域における圧下率６０％、軽圧下のパス回数１回、（Ａｒ3＋１５０℃）〜Ａｒ3までの圧下率７０％、仕上温度７７０℃、冷却開始温度７４０℃、冷却速度８℃／ｓ、冷却停止温度５５０℃で処理し、板厚３０ｍｍ、平均フェライト粒径４μｍ、粗大ポリゴナルフェライト粒径１３μｍ、粗大ポリゴナルフェライト面積率１５％である鋼板の製造方法を除く）。 - Ｃ ：０．０５〜０．１５％、
Ｓｉ：０．０５〜０．５％、
Ｍｎ：１．０〜２．０％、
Ｐ ：０．０２％以下(０％を含まない)、
Ｓ ：０．０１％以下(０％を含まない)、
Ａｌ：０．００５〜０．０４５％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０８％、
を含有し、残部鉄および不可避的不純物からなる鋼片を、１０００〜１２５０℃の温度に加熱した後、９００℃以下の温度における累積圧下率を５０％以上、圧延終了温度をＡｒ3点以上９００℃以下とする熱間圧延を施した後、Ａｒ3−３０℃以上の温度から、１０〜５０℃／秒の平均冷却速度でベイナイト変態終了温度＋５０℃からベイナイト変態終了温度−５０℃の温度域まで冷却することを特徴とする板厚１／４位置における全組織に対するベイナイト面積率が８０％以上である低温靭性と強度のバランスに優れた高強度鋼板の製造方法。 - Ｃ ：０．０５〜０．１５％、
Ｓｉ：０．０５〜０．５％、
Ｍｎ：１．０〜２．０％、
Ｐ ：０．０２％以下(０％を含まない)、
Ｓ ：０．０１％以下(０％を含まない)、
Ａｌ：０．００５〜０．０４５％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０８％、
を含有し、残部鉄および不可避的不純物からなる鋼片を、１０００〜１２５０℃の温度に加熱した後、９００℃以下の温度における累積圧下率を５０％以上、圧延終了温度をＡｒ3点以上９００℃以下とする熱間圧延を施した後、Ａｒ3−３０℃以上の温度から、３〜５０℃／秒の平均冷却速度でベイナイト変態終了温度＋５０℃からベイナイト変態終了温度−５０℃の温度域まで冷却することを特徴とする板厚１／４位置における全組織に対するベイナイト面積率が８６％以上である低温靭性と強度のバランスに優れた高強度鋼板の製造方法。 - 更に、他の元素として、
Ｃｕ：１．５％以下(０％を含まない)、
Ｎｉ：３．０％以下(０％を含まない)、
Ｍｏ：０．８％以下(０％を含まない)、
Ｃｒ：１．５％以下(０％を含まない)、および
Ｖ：０．０８％以下(０％を含まない)よりなる群から選択される少なくとも一種を含有するものである請求項１〜３のいずれかに記載の高強度鋼板の製造方法。 - 更に、他の元素として、
Ｂ：０．００５％以下(０％を含まない)、
Ｃａ：０．０５０％以下(０％を含まない)、
Ｔｉ：０．０３０％以下(０％を含まない)、および
Ｎ：０．０１０％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種を含有するものである請求項１〜４のいずれかに記載の高強度鋼板の製造方法（但し、Ｃ：０．０６％、Ｓｉ：０．４４％、Ｍｎ：１．５３％、Ｐ：０．０１３％、Ｓ：０．００２％、Ｃｒ：０．１７％、Ｎｂ：０．０２５％、Ｔｉ：０．０１５％、Ａｌ：０．０３５％を含有し、残部鉄および不可避的不純物からなる鋼片を、１１００℃で加熱した後、圧下率８０％、仕上げ圧延温度（圧延終了温度）８６０℃の熱間圧延を施した後、７８０℃から、１５℃／秒の冷却速度で４０７℃まで冷却する、板厚１／４部位におけるベイナイト面積率が８５％である低温靭性に優れた鋼板の製造方法を除く）。 - 低温靭性と強度のバランスに優れた高強度ベイナイト鋼板を得るための熱間圧延後の冷却工程の制御方法であって、
Ｃ ：０．０５〜０．１５％、
Ｓｉ：０．０５〜０．５％、
Ｍｎ：１．０〜２．０％、
Ｐ ：０．０２％以下(０％を含まない)、
Ｓ ：０．０１％以下(０％を含まない)、
Ａｌ：０．００５〜０．０４５％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０８％、
を含有し、残部鉄および不可避的不純物からなる鋼片を、１０００〜１２５０℃の温度に加熱した後、９００℃以下の温度における累積圧下率を５０％以上、圧延終了温度をＡｒ3点以上９００℃以下とする熱間圧延工程を施した後の冷却工程において、加速冷却開始温度をＡｒ3−３０℃以上、平均冷却速度を３〜５０℃／秒、加速冷却後の冷却停止温度をベイナイト変態終了温度±５０℃の範囲内とすることを特徴とする、板厚１／４位置における全組織に対するベイナイト面積率が８０％以上であり、低温靭性と強度のバランスに優れた高強度ベイナイト鋼板を得るための熱間圧延後の冷却工程の制御方法（但し、Ｃ：０．０９％、Ｓｉ：０．３０％、Ｍｎ：１．５％、Ｐ：０．０１５％、Ｓ：０．００２％、Ａｌ：０．０２％、Ｎｂ：０．０４％を含有し、残部鉄および不可避的不純物からなる鋼片を、加熱温度１１５０℃、（Ａｒ3＋１５０℃）以上の温度領域における圧下率６０％、軽圧下のパス回数１回、（Ａｒ3＋１５０℃）〜Ａｒ3までの圧下率７５％、仕上温度７８０℃、冷却開始温度７５０℃、冷却速度８℃／ｓ、冷却停止温度５００℃で処理し、板厚２２ｍｍ、平均フェライト粒径４μｍ、粗大ポリゴナルフェライト粒径１５μｍ、粗大ポリゴナルフェライト面積率１５％である鋼板を得るための熱間圧延後の冷却工程の制御方法、および
Ｃ：０．０６％、Ｓｉ：０．２５％、Ｍｎ：１．７％、Ｐ：０．０１０％、Ｓ：０．００１％、Ａｌ：０．０２％、Ｎｂ：０．０４％、Ｃｒ：０．１％、Ｍｏ：０．２％、Ｔｉ：０．０１％、Ｃａ：０．００３％を含有し、残部鉄および不可避的不純物からなる鋼片を、加熱温度１１５０℃、（Ａｒ3＋１５０℃）以上の温度領域における圧下率６０％、軽圧下のパス回数１回、（Ａｒ3＋１５０℃）〜Ａｒ3までの圧下率７０％、仕上温度７７０℃、冷却開始温度７４０℃、冷却速度８℃／ｓ、冷却停止温度５５０℃で処理し、板厚３０ｍｍ、平均フェライト粒径４μｍ、粗大ポリゴナルフェライト粒径１３μｍ、粗大ポリゴナルフェライト面積率１５％である鋼板を得るための熱間圧延後の冷却工程の制御方法を除く）。 - 低温靭性と強度のバランスに優れた高強度ベイナイト鋼板を得るための熱間圧延後の冷却工程の制御方法であって、
Ｃ ：０．０５〜０．１５％、
Ｓｉ：０．０５〜０．５％、
Ｍｎ：１．０〜２．０％、
Ｐ ：０．０２％以下(０％を含まない)、
Ｓ ：０．０１％以下(０％を含まない)、
Ａｌ：０．００５〜０．０４５％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０８％、
を含有し、残部鉄および不可避的不純物からなる鋼片を、１０００〜１２５０℃の温度に加熱した後、９００℃以下の温度における累積圧下率を５０％以上、圧延終了温度をＡｒ3点以上９００℃以下とする熱間圧延工程を施した後の冷却工程において、加速冷却開始温度をＡｒ3−３０℃以上、平均冷却速度を１０〜５０℃／秒、加速冷却後の冷却停止温度をベイナイト変態終了温度±５０℃の範囲内とすることを特徴とする、板厚１／４位置における全組織に対するベイナイト面積率が８０％以上であり、低温靭性と強度のバランスに優れた高強度ベイナイト鋼板を得るための熱間圧延後の冷却工程の制御方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2011141106A JP6006477B2 (ja) | 2011-06-24 | 2011-06-24 | 低温靭性と強度のバランスに優れた高強度鋼板の製造方法、及びその制御方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2011141106A JP6006477B2 (ja) | 2011-06-24 | 2011-06-24 | 低温靭性と強度のバランスに優れた高強度鋼板の製造方法、及びその制御方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2013007101A JP2013007101A (ja) | 2013-01-10 |
| JP6006477B2 true JP6006477B2 (ja) | 2016-10-12 |
Family
ID=47674683
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2011141106A Expired - Fee Related JP6006477B2 (ja) | 2011-06-24 | 2011-06-24 | 低温靭性と強度のバランスに優れた高強度鋼板の製造方法、及びその制御方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP6006477B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN110396635A (zh) * | 2019-08-02 | 2019-11-01 | 南京钢铁股份有限公司 | 一种提高屈服345MPa级结构钢疲劳寿命的冶炼方法 |
Families Citing this family (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2014041802A1 (ja) * | 2012-09-13 | 2014-03-20 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 熱延鋼板およびその製造方法 |
| KR101702793B1 (ko) * | 2012-09-13 | 2017-02-03 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 열연 강판 및 그 제조 방법 |
| JP6008042B2 (ja) * | 2013-03-29 | 2016-10-19 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 厚肉鋼管用鋼板、その製造方法、および厚肉高強度鋼管 |
| JP6135577B2 (ja) * | 2014-03-28 | 2017-05-31 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
| WO2016056216A1 (ja) * | 2014-10-07 | 2016-04-14 | Ｊｆｅスチール株式会社 | ラインパイプ用鋼板及びその製造方法とラインパイプ用鋼管 |
| CN106591719B (zh) * | 2016-12-12 | 2018-11-23 | 东北大学 | 一种含Ca低合金耐候钢及其制备方法和应用 |
| CN108330399A (zh) * | 2018-01-09 | 2018-07-27 | 唐山钢铁集团有限责任公司 | 一种低成本高性能桥梁钢及其生产方法 |
| CN114231826B (zh) * | 2021-12-24 | 2022-06-28 | 湖南华菱湘潭钢铁有限公司 | 一种Q420qE桥梁结构钢板的生产方法 |
| CN114959450A (zh) * | 2022-04-24 | 2022-08-30 | 安阳钢铁股份有限公司 | 一种组织为贝氏体的桥梁钢及其制备方法 |
Family Cites Families (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH02217417A (ja) * | 1989-02-17 | 1990-08-30 | Kawasaki Steel Corp | Ｄｗｔｔ特性の優れた非調質高張力鋼板の製造方法 |
| JP4507746B2 (ja) * | 2003-07-31 | 2010-07-21 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 耐歪時効特性に優れた低降伏比高強度高靱性鋼管及びその製造方法 |
| JP4476928B2 (ja) * | 2005-12-28 | 2010-06-09 | 株式会社神戸製鋼所 | 耐食性と母材靭性に優れた船舶用高張力鋼材 |
| JP2010031309A (ja) * | 2008-07-25 | 2010-02-12 | Kobe Steel Ltd | 厚肉鋼板およびその製造方法 |
| US8778096B2 (en) * | 2009-09-30 | 2014-07-15 | Jfe Steel Corporation | Low yield ratio, high strength and high toughness steel plate and method for manufacturing the same |
| JP5679114B2 (ja) * | 2011-02-24 | 2015-03-04 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 低温靭性に優れた低降伏比高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
| JP5811591B2 (ja) * | 2011-05-24 | 2015-11-11 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 耐圧潰性および溶接熱影響部靱性に優れた高強度ラインパイプ及びその製造方法 |
-
2011
- 2011-06-24 JP JP2011141106A patent/JP6006477B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN110396635A (zh) * | 2019-08-02 | 2019-11-01 | 南京钢铁股份有限公司 | 一种提高屈服345MPa级结构钢疲劳寿命的冶炼方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2013007101A (ja) | 2013-01-10 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP6006477B2 (ja) | 低温靭性と強度のバランスに優れた高強度鋼板の製造方法、及びその制御方法 | |
| JP6187710B2 (ja) | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
| RU2502820C1 (ru) | Толстолистовая сталь, характеризующаяся низким соотношением между пределом текучести и пределом прочности, высокой прочностью и высоким равномерным относительным удлинением, и способ ее изготовления | |
| RU2496904C1 (ru) | Толстолистовая сталь, характеризующаяся низким соотношением между пределом текучести и пределом прочности, высокой прочностью и высокой ударной вязкостью, и способ ее изготовления | |
| JP5857909B2 (ja) | 鋼板およびその製造方法 | |
| KR101312211B1 (ko) | Ni 첨가 강판 및 그 제조 방법 | |
| JP4461112B2 (ja) | 加工性に優れた高強度鋼板 | |
| JP5439973B2 (ja) | 優れた生産性と溶接性を兼ね備えた、ｐｗｈｔ後の落重特性に優れた高強度厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP5958667B1 (ja) | 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
| JP5741456B2 (ja) | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
| JP6064896B2 (ja) | 耐疲労き裂伝ぱ特性に優れた鋼材およびその製造方法並びに耐疲労き裂伝ぱ特性に優れた鋼材の判定方法 | |
| JP5659758B2 (ja) | 優れた生産性と溶接性を兼ね備えた、ＰＷＨＴ後の落重特性に優れたＴＭＣＰ−Ｔｅｍｐｅｒ型高強度厚鋼板の製造方法 | |
| WO2017104599A1 (ja) | 極低温靭性に優れた厚鋼板 | |
| JP7045459B2 (ja) | 低温での耐破壊特性に優れた極地環境用高強度鋼材及びその製造方法 | |
| KR20140048348A (ko) | 박강판 및 그 제조 방법 | |
| JP2009173959A (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP2019199649A (ja) | 非調質低降伏比高張力厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP2001115233A (ja) | 溶接性と耐応力腐食割れ性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP5272759B2 (ja) | 厚鋼板の製造方法 | |
| JP2005256037A (ja) | 高強度高靭性厚鋼板の製造方法 | |
| JP2012224884A (ja) | 強度、延性及びエネルギー吸収能に優れた高強度鋼材とその製造方法 | |
| JP2008189973A (ja) | 強度−伸びバランスに優れた高靭性高張力鋼板の製造方法 | |
| JP6524977B2 (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP2013095926A (ja) | 溶接性に優れた高張力鋼板およびその製造方法 | |
| JP7076325B2 (ja) | 厚鋼板およびその製造方法ならびに溶接構造物 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20130902 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20140826 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20141027 |
|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20141118 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20150218 |
|
| A911 | Transfer of reconsideration by examiner before appeal (zenchi) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A911 Effective date: 20150414 |
|
| A912 | Removal of reconsideration by examiner before appeal (zenchi) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A912 Effective date: 20150508 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20160707 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20160909 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 6006477 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |