JP6048626B1 - 厚肉高靭性高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents

厚肉高靭性高強度鋼板およびその製造方法 Download PDF

Info

Publication number
JP6048626B1
JP6048626B1 JP2016532648A JP2016532648A JP6048626B1 JP 6048626 B1 JP6048626 B1 JP 6048626B1 JP 2016532648 A JP2016532648 A JP 2016532648A JP 2016532648 A JP2016532648 A JP 2016532648A JP 6048626 B1 JP6048626 B1 JP 6048626B1
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
toughness
less
thick
steel sheet
temperature
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.)
Active
Application number
JP2016532648A
Other languages
English (en)
Other versions
JPWO2016114146A1 (ja
Inventor
茂樹 木津谷
茂樹 木津谷
克行 一宮
克行 一宮
長谷　和邦
和邦 長谷
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
JFE Steel Corp
Original Assignee
JFE Steel Corp
Priority date (The priority date 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 date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by JFE Steel Corp filed Critical JFE Steel Corp
Application granted granted Critical
Publication of JP6048626B1 publication Critical patent/JP6048626B1/ja
Publication of JPWO2016114146A1 publication Critical patent/JPWO2016114146A1/ja
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
    • B21B1/38—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling sheets of limited length, e.g. folded sheets, superimposed sheets, pack rolling
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B3/00—Rolling materials of special alloys so far as the composition of the alloy requires or permits special rolling methods or sequences ; Rolling of aluminium, copper, zinc or other non-ferrous metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
    • B21B1/02—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling heavy work, e.g. ingots, slabs, blooms, or billets, in which the cross-sectional form is unimportant ; Rolling combined with forging or pressing
    • B21B1/024—Forging or pressing
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
    • B21B1/02—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling heavy work, e.g. ingots, slabs, blooms, or billets, in which the cross-sectional form is unimportant ; Rolling combined with forging or pressing
    • B21B1/026—Rolling
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
    • B21B1/02—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling heavy work, e.g. ingots, slabs, blooms, or billets, in which the cross-sectional form is unimportant ; Rolling combined with forging or pressing
    • B21B2001/028—Slabs
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B3/00—Rolling materials of special alloys so far as the composition of the alloy requires or permits special rolling methods or sequences ; Rolling of aluminium, copper, zinc or other non-ferrous metals
    • B21B3/02—Rolling special iron alloys, e.g. stainless steel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D7/00—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation
    • C21D7/13—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by hot working
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/0081—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for slabs; for billets
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

表面の靭性と鋼板内部の強度、靭性を両立させる技術を提供する特定の成分組成を有し、表面の凝固時における冷却速度が１℃／ｓ以下の条件で鋳造される鋼素材から製造され、鋼板表面における靭性（ｖＥ−４０）が７０Ｊ以上であり、板厚が１００ｍｍ以上である、鋼板表面の靭性と鋼板内部の強度、靭性に優れた厚肉高靭性高張力鋼板とする。

Description

本発明は、建築、橋梁、造船、海洋構造物、建産機、タンク、ペンストックなど鋼製構造物に用いられる厚肉高靭性高強度鋼板およびその製造方法に関する。本発明は、特に、鋼板表面の靭性と鋼板内部の強度、靭性に優れたものである。なお、本鋼板は、板厚１００ｍｍ以上、かつ降伏強度が６２０ＭＰａ以上のものである。
建築、橋梁、造船、海洋構造物、建産機、タンク、ペンストック等の各分野で鋼材が使用される場合、通常、所望の形状になるように鋼材は溶接される。近年、鋼構造物の大型化が著しく進展しており、使用される鋼材の高強度化や厚肉化が顕著に進んでいる。
板厚１００ｍｍ以上の厚肉かつ高強度の鋼板で、板厚中心部の強度、靭性に優れた鋼板を製造しようとしても、板厚中心部は、冷却速度が低下することで、フェライトなど比較的低強度の組織が形成されやすくなる。そこで、そのような組織の生成を抑制するために、多量の合金元素を添加することが必要となる。
特に、厚肉材（板厚１００ｍｍ以上の厚肉鋼板）の板厚中心部の強度と靭性を満足させるためには、焼入時にベイナイトまたはベイナイトとマルテンサイトの混合組織を板厚中心部に形成させることが重要である。これには、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ等の合金元素を多量に添加する必要がある。
また、鋼板表面においては板厚中心部に比べて冷却速度が速く靭性が低いマルテンサイト組織が形成される。そのため、板厚１００ｍｍ以上の高強度鋼板において、表面の靭性と鋼板内部の強度、靭性を両立させることは困難である。
本特許に関連する鋼板を記載した文献として、例えば次の２件の非特許文献が存在する。非特許文献１では、板厚２１０ｍｍの材料に関する記載があり、非特許文献２では、板厚１８０ｍｍの材料に関する記載がある。
新日鐵技報，３４８（１９９３），１０−１６ 日本鋼管技報，１０７（１９８５），２１−３０
上記の非特許文献には、板厚中心部の強度、靭性が良好であることが記載されている。しかし、鋼板表面の靭性（シャルピー衝撃特性）についての記述がない。このような厚肉材は、通常焼入れ焼もどしプロセスで製造されるが、板厚中心部に比べて冷却速度が速い鋼板表面では、マルテンサイト組織が形成され、鋼板表面の靭性（シャルピー衝撃特性）が低下することを考慮すれば、上記の非特許文献には、鋼板表面の靭性をも安定的に満足する鋼板を製造する点が記載されていない。
本発明は、上記課題を解決するためになされたものであり、その目的は、表面の靭性と鋼板内部の強度、靭性を両立させた、厚肉高靭性高強度鋼板およびその製造方法を提供することにある。
本発明者らは、上記課題を解決するため、降伏強度６２０ＭＰａ以上かつ板厚１００ｍｍ以上の厚鋼板を対象に、鋼板表面の靭性と板厚中心部における強度及び靭性とを両立させるためのミクロ組織制御因子について鋭意研究を行い、以下の知見を得た。
１．原料となる鋼素材の凝固時の冷却速度が１℃／sを超える場合は、ミクロ偏析の形成と凝固反応が競合する。その結果、ミクロ偏析が軽減される。大型の鋼素材を製造する場合、上記鋼素材の凝固時の冷却速度が１℃／s以下まで低下する結果、ミクロ編成が顕著になる。そのような場合でも、焼入時にマルテンサイト組織となる鋼板表面において良好な靭性を得るためには、Ｐ含有量の低減に加えて、凝固時のミクロ偏析を低減することが重要である。さらに凝固時の初晶をδ相とし、γ相生成開始時におけるδ相の比率を３０％以上とすることでミクロ偏析が低減し靭性が向上する。なお、上記比率の単位である％は、体積％を意味する。
２．熱間加工後の冷却時に、鋼板表面に比べて著しく冷却速度が低い板厚中心部において良好な強度、靭性を得るためには、鋼組成（成分組成）を適切に選定し、低い冷却速度においてもミクロ組織をマルテンサイトおよび／またはベイナイト組織にできることが重要である。そのためには、合金成分を適切に選定する必要があり、特に炭素当量（Ｃｅｑ）を０．６５%以上とする必要がある。また、適切な成分設計に加えて、熱間加工および熱処理による組織の造りこみも重要である。
３．靭性を改善するためには、旧γ粒径の微細化が有効である。熱処理後の旧γ粒径の微細化には、熱処理前の旧γ粒径の微細化、すなわち熱間加工ままでの旧γ粒径の微細化が重要である。このためには、適切な熱間加工条件および圧延条件の選定が重要である。
本発明は、上記の知見にさらに検討を加えてなされたものであり、以下のものを提供する。
［１］質量％で、Ｃ：０．０８〜０．２０％、Ｓｉ：０．４０％以下、Ｍｎ:０．５〜５．０％、Ｐ:０．０１０％以下、Ｓ:０．００５０％以下、Ｃｒ:３．０％以下、Ｎｉ:０．１〜５．０％、Ａｌ：０．０１０〜０．０８０％、Ｎ：０．００７０％以下、Ｏ：０．００２５％以下を含有し、（１）式および（２）式の関係を満たし、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、鋼板表面における靭性（ｖＥ−４０）が７０Ｊ以上であり、板厚が１００ｍｍ以上である、鋼板表面の靭性と鋼板内部の強度、靭性に優れた厚肉高靭性高強度鋼板。
ＣｅｑＩＩＷ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５≧０．６５ （１）
（ＣＬ−Ｃ）／ＣＬ×１００≧３０ （２）
ここでＣＬは次式で定義する。
ＣＬ＝０．２−（−０．１×（０．２−Ｓｉ）−０．０３×（１．１−Ｍｎ）−０．１２×（０．２−Ｃｕ）−０．１１×（３−Ｎｉ）＋０．０２５×（１．２−Ｃｒ）＋０．１×（０．５−Ｍｏ）＋０．２×（０．０４−Ｖ）−０．０５×（０．０６−Ａｌ）） （３）
ただし、上記式において元素記号は各合金成分の含有量（質量％）とし、含有しないものは０とする。
［２］更に、質量％で、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｍｏ：１．５０％以下、Ｖ：０．４００％以下、Ｎｂ:０．１００％以下、Ｔｉ：０．００５％〜０．０２０％の１種または２種以上を含有することを特徴とする［１］に記載の厚肉高靭性高強度鋼板。
［３］更に、質量％で、Ｍｇ：０．０００１〜０．００５０％、Ｔａ：０．０１〜０．２０％、Ｚｒ：０．００５〜０．１％、Ｙ：０．００１〜０．０１％、Ｂ：０．００３０％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１００％の１種または２種を含有することを特徴とする［１］又は［２］に記載の厚肉高靭性高強度鋼板。
［４］降伏強度が６２０ＭＰａ以上である［１］〜［３］のいずれかに記載の厚肉高靭性高強度鋼板。
［５］板厚中心の板厚方向の絞りが４０％以上であることを特徴とする［１］〜［４］のいずれかに記載の厚肉高靭性高強度鋼板。
［６］［１］〜［５］のいずれかに記載の厚肉高靭性高強度鋼板を製造する方法であって、鋼素材を、１２００〜１３５０℃に加熱し、累積圧下量を２５％以上とする熱間鍛造を行い、Ａｃ３点以上１２００℃以下に加熱し、累積圧下量を４０％以上とする熱間圧延を行い、放冷し、Ａｃ３点以上１０５０℃以下に再加熱し、Ａｃ３点以上の温度から３５０℃以下またはＡｒ３点以下の低い方の温度まで急冷し、４５０℃〜７００℃の温度で焼戻しを行うことを特徴とする厚肉高靭性高強度鋼板の製造方法。
［７］［１］〜［５］のいずれかに記載の厚肉高靭性高強度鋼板を製造する方法であって、
鋼素材を、１２００〜１３５０℃に加熱し、累積圧下量を２５％以上とする熱間鍛造を行い、Ａｃ３点以上１２００℃以下に加熱し、累積圧下量を４０％以上とする熱間圧延を行い、Ａｒ３点℃以上の温度から３５０℃以下またはＡｒ３点以下の低い方の温度まで急冷し、４５０℃〜７００℃の温度で焼戻しを行うことを特徴とする厚肉高靭性高強度鋼板の製造方法。
［８］［１］〜［５］のいずれかに記載の厚肉高靭性高強度鋼板を製造する方法であって、
鋼素材を、１２００〜１３５０℃に加熱し、累積圧下量を４０％以上とする分塊圧延を行い、Ａｃ３点以上１２００℃以下に加熱し、累積圧下量を４０％以上とする熱間圧延を行い、放冷し、Ａｃ３点以上１０５０℃以下に再加熱し、Ａｃ３点以上の温度から３５０℃以下またはＡｒ３点以下の低い方の温度まで急冷し、４５０〜７００℃の温度で焼戻しを行うことを特徴とする厚肉高靭性高強度鋼板の製造方法。
［９］［１］〜［５］のいずれかに記載の厚肉高靭性高強度鋼板を製造する方法であって、
鋼素材を、１２００〜１３５０℃に加熱し、累積圧下量を４０％以上とする分塊圧延を行い、Ａｃ３点以上１２００℃以下に加熱し、累積圧下量を４０％以上とする熱間圧延を行い、Ａｒ３点℃以上の温度から３５０℃以下またはＡｒ３点以下の低い方の温度まで急冷し、４５０℃〜７００℃の温度で焼戻しを行うことを特徴とする厚肉高靭性高強度鋼板の製造方法。
本発明によれば、降伏強度が６２０ＭＰａ以上の強度を有するとともに、靭性にも優れた板厚１００ｍｍ以上の厚肉高靭性高強度鋼板が得られる。この厚肉高靭性高強度鋼板を用いれば、安全性の高い鋼構造物を製造することができる。
以下、本発明の実施形態について説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
＜厚肉高靭性高強度鋼板＞
本発明の厚肉高靭性高強度鋼板の成分組成は、質量％で、Ｃ：０．０８〜０．２０％、Ｓｉ：０．４０％以下（但し、０％を含む）、Ｍｎ:０．５〜５．０％、Ｐ:０．０１０％以下（但し、０％を含む）、Ｓ:０．００５０％以下（但し、０％を含む）、Ｃｒ:３．０％以下（但し、０％を含む）、Ｎｉ:０．１〜５．０％、Ａｌ：０．０１０〜０．０８０％、Ｎ：０．００７０％以下（但し、０％を含む）、Ｏ：０．００２５％以下（但し、０％を含む）を含有する。以下、各成分について説明する。なお、成分の含有量を表す「％」は「質量％」を意味する。
Ｃ：０．０８〜０．２０％
Ｃは、構造用鋼に求められる強度を安価に得るために有用な元素である。その効果を得るためにＣ含有量を０．０８％以上とする必要がある。一方、Ｃ含有量が０．２０％を超えると、厚肉高靭性高強度鋼板を用いて溶接により鋼構造物を製造したときに、母材および溶接部の靭性が顕著に劣化する。そこで、Ｃ含有量の上限を０．２０％とした。好ましいＣ含有量は０．０８％〜０．１４％である。
Ｓｉ：０．４０％以下
Ｓｉは脱酸のために添加する。しかし、他の元素を脱酸のために添加する場合には、本発明の鋼板はＳｉを含まなくてもよい。Ｓｉ含有量が０．４０％を超えると、厚肉高靭性高強度鋼板を用いて溶接により鋼構造物を製造したときに、母材および溶接熱影響部の靭性が顕著に低下する。このため、Ｓｉ含有量は０．４０％以下とする。好ましいＳｉ含有量は０．０５〜０．３％の範囲である。より好ましくは０．１〜０．３％の範囲である。
Ｍｎ：０．５〜５．０％
Ｍｎは母材強度を確保する観点から添加する。Ｍｎ含有量が０．５％未満ではその効果が十分でない。また、Ｍｎ含有量が５．０％を超えると、中心偏析を助長しスラブの鋳造欠陥が大型化し、厚肉高靭性高強度鋼板を用いて溶接により鋼構造物を製造したときに、母材の特性が劣化する。そこで、Ｍｎ含有量の上限を５．０％とする。Ｍｎ含有量は、０．６〜２％の範囲であることが好ましく、より好ましくは０．６〜１．６％である。
Ｐ：０．０１０％以下
Ｐ含有量が０．０１０％を超えると、厚肉高靭性高強度鋼板を用いて溶接により鋼構造物を製造したときに、母材および溶接熱影響部の靭性が著しく低下する。このため、Ｐ含有量は少ないほど好ましく（含まなくてもよい）、０．０１０％以下に制限する。
Ｓ：０．００５０％以下
Ｓ含有量が０．００５０％を超えると、厚肉高靭性高強度鋼板を用いて溶接により鋼構造物を製造したときに、母材および溶接熱影響部の靭性が顕著に低下する。このため、Ｓ含有量は少ないほど好ましく（含まなくてもよい）、０．００５０％以下とする。
Ｃｒ：３．０％以下
Ｃｒは、母材の高強度化に有効な元素である。しかし、Ｃｒ含有量が過剰になると溶接性が低下する。そこで、Ｃｒ含有量は３．０％以下とする。好ましいＣｒ含有量は、０．１％〜２％である。より好ましくは、０．７％〜１．７％の範囲である。また、Ｃｒ含有量は０％でもよい。
Ｎｉ：０．１〜５．０％
Ｎｉは、鋼の強度および溶接熱影響部の靭性を向上させる有益な元素である。この効果を得るためにＮｉ含有量を０．１％以上とする。一方、Ｎｉ含有量が５．０％を超えると、経済性が著しく低下する。そこで、Ｎｉ含有量の上限は５．０％とする。また、Ｎｉ含有量は、０．４〜４％であることが好ましく、より好ましくは、０．８％〜３．８％である。
Ａｌ：０．０１０〜０．０８０％
Ａｌは溶鋼を十分に脱酸するために添加される。Ａｌ含有量が０．０１０％未満の場合はその効果が不十分である。一方、Ａｌ含有量が０．０８０％を超えると、厚肉高靭性高強度鋼板を用いて溶接により鋼構造物を製造したときに、母材中に固溶するＡｌ含有量が多くなり、母材靭性が低下する。そこで、Ａｌ含有量は０．０８０％以下とする。Ａｌ含有量は、０．０３０〜０．０８０％の範囲であることが好ましく、より好ましくは、０．０３０〜０．０７０％の範囲である。
Ｎ：０．００７０％以下
Ｎは、Ｔｉなどと窒化物を形成することによって組織を微細化し、厚肉高靭性高強度鋼板を用いて溶接により鋼構造物を製造したときに、母材および溶接熱影響部の靭性を向上させる効果を有する。この靭性向上の効果はＮ以外の構成により得ることができるため、本発明の鋼板はＮを含まなくてもよい。しかし、Ｎによりこの効果を得る観点からはＮ含有量を０．００１５％以上とすることが好ましい。一方、Ｎ含有量が０．００７０％を超えると、厚肉高靭性高強度鋼板を用いて溶接により鋼構造物を製造したときに、母材中に固溶するＮ量が増大し、母材靭性が著しく低下し、さらに溶接熱影響部においても粗大な炭窒化物を形成し靭性が低下する。そこで、Ｎ含有量は０．００７０％以下とする。好ましくは、０．００６％以下、より好ましくは０．００５％以下である。
Ｏ:０．００２５％以下
Ｏは、０．００２５％を超えると、鋼中で硬質な酸化物が生成し、靭性が顕著に低下する。そこで、Ｏ含有量は少ないほど好ましく（含まなくてもよい）、０．００２５％以下とする。
本発明の厚肉高靭性高強度鋼板は、上記元素に加えて、強度及び／又は靭性をさらに高める目的で、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ及びＴｉの中から少なくとも１種類を含有することができる。
Ｃｕ：０．５０％以下
Ｃｕを含有すれば、靭性を損なうことなく鋼の強度を向上させることができる。Ｃｕ含有量が０．５０％を超えると熱間加工時に鋼板表面に割れを生じる場合がある。そこで、Ｃｕを含有する場合、その含有量は０．５０％以下とする。
Ｍｏ：１．５０％以下
Ｍｏは、厚肉高靭性高強度鋼板を用いて溶接により鋼構造物を製造したときに、母材の高強度化に寄与する。しかし、Ｍｏ含有量が１．５０％を超えると、合金炭化物の析出による硬度の上昇を引き起こし、靭性が低下する。そこで、Ｍｏを含有する場合、Ｍｏ含有量の上限を１．５０％とする。好ましいＭｏ含有量は、０．２％〜０．８％の範囲である。
Ｖ：０．４００％以下
Ｖは、厚肉高靭性高強度鋼板を用いて溶接により鋼構造物を製造したときに、母材の強度・靭性の向上に寄与する。また、Ｖは、ＶＮとして析出することで固溶Ｎの低下に有効である。しかし、Ｖ含有量が０．４００％を超えると硬質なＶＣの析出により靭性が低下する。そこで、Ｖを添加する場合は、Ｖ含有量を０．４００％以下とするのが好ましい。より好ましくは、０．０１〜０．１％の範囲である。
Ｎｂ:０．１００％以下
Ｎｂは、母材の強度の向上に効果があるため有効である。Ｎｂ含有量が０．１００％を超えると、母材の靭性が顕著に低下する。そこで、Ｎｂ含有量の上限を０．１００％とする。好ましくは、０．０２５%以下である。
Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％
Ｔｉは加熱時にＴｉＮを生成し、オーステナイトの粗大化を効果的に抑制し、厚肉高靭性高強度鋼板を用いて溶接により鋼構造物を製造したときに、母材および溶接熱影響部の靭性を向上させる。しかし、Ｔｉ含有量が０．０２０％を超えると、Ｔｉ窒化物が粗大化し母材の靭性を低下させる。そこで、Ｔｉを含有する場合は、Ｔｉ含有量は０．００５％〜０．０２０％の範囲とする。好ましくは、０．００８％〜０．０１５％の範囲である。
本発明の厚肉高靭性高強度鋼板は、上記組成に加えて、さらに材質を改善する目的でＭｇ、Ｔａ、Ｚｒ、Ｙ、Ｂ、Ｃａ、ＲＥＭの中から少なくとも１種類を含有することができる。
Ｍｇ：０．０００１〜０．００５０％
Ｍｇは高温で安定な酸化物を形成し、溶接熱影響部の旧γ粒の粗大化を効果的に抑制し、溶接部の靭性を向上させるのに有効な元素である。この効果を得るためには、Ｍｇ含有量を０．０００１％以上とする。しかし、Ｍｇ含有量が０．００５０％を超えると、介在物量が増加し靭性が低下する。そこで、Ｍｇを含有する場合、その含有量は０．００５０％以下とするのが好ましい。より好ましくは、０．０００１％〜０．０１５％の範囲である。
Ｔａ：０．０１〜０．２０％
Ｔａを適正量添加すると、強度向上に有効である。具体的にはＴａ含有量を０．０１％以上にすることが有効である。しかし、その含有量が０．２０％を超える場合は析出物生成により靭性が低下する。そこで、Ｔａを含有する場合、その含有量は０．０１％〜０．２０％とする。
Ｚｒ:０．００５〜０．１％
Ｚｒは強度上昇に有効な元素である。この効果を得るためにはＺｒ含有量を０．００５％以上にすることが有効である。一方、Ｚｒ含有量が０．１％を超える場合には粗大な析出物が生成し靭性が低下する。そこで、Ｚｒを含有する場合、その含有量は０．００５〜０．１％とする。
Ｙ：０．００１〜０．０１％
Ｙは高温で安定な酸化物を形成し、溶接熱影響部の旧γ粒の粗大化を効果的に抑制し、溶接部の靭性を向上させるのに有効な元素である。この効果を得るためには、Ｙ含有量を０．００１％以上にすることが有効である。しかし、Ｙ含有量が０．０１％を超えると、介在物量が増加し靭性が低下する。そこで、Ｙを含有する場合、その含有量は、０．００１〜０．０１％とする。
Ｂ：０．００３０％以下
Ｂは、オーステナイト粒界に偏析することで粒界からのフェライト変態を抑制し、焼入性を高める効果を有する。しかし、Ｂ含有量が０．００３０％を超えると、Ｂは炭窒化物として析出し焼入性を低下させ靭性が低下する。そこで、Ｂ含有量は０．００３０％以下とする。Ｂを含有する場合、その含有量は０．０００３〜０．００３０％の範囲とするのが好ましい。より好ましくは０．０００５〜０．００２％の範囲である。
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％
Ｃａは硫化物系介在物の形態制御に有用な元素である。その効果を発揮させるためには、Ｃａ含有量を０．０００５％以上にすることが必要である。しかしＣａ含有量が０．００５０％を超えると、清浄度の低下を招き靭性が劣化する。そこで、Ｃａを含有する場合、その含有量は０．００５０％以下とするのが好ましい。より好ましくは０．０００５％〜０．００２５％の範囲である。
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１００％
ＲＥＭもＣａと同様に鋼中で酸化物および硫化物を形成して材質を改善する効果がある。その効果を得るためにはＲＥＭ含有量を０．０００５％以上にすることが必要である。しかし、ＲＥＭ含有量が０．０１００％を超えても、その効果が飽和する。そこで、ＲＥＭを含有する場合、その含有量は０．０１００％以下とする。好ましいＲＥＭ含有量は０．０００５〜０．００５％の範囲である。
なお、上記任意元素の含有量が下限値未満の場合、これらの元素は本発明の効果を害さない。このため、上記任意元素の含有量が下限値未満の場合、これらの元素は不可避的不純物として含まれるとする。
ＣｅｑＩＩＷ≧０．６５％
本発明では、板厚１００ｍｍ以上の厚肉高靭性高強度鋼板の板厚中心部において、降伏強度で６２０ＭＰａ以上の強度と良好な靭性を確保するために、適切な合金成分の添加が必要である。具体的には、下記の式（１）のとおり、炭素当量（ＣｅｑＩＩＷ）が０．６５％以上となるように合金元素の含有量を調整する必要がある。
ＣｅｑＩＩＷ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５≧０．６５ （１）
なお、式中の各元素記号はそれぞれの元素の含有量（質量％）を示す。また、含有しないものは０とする。
（ＣＬ−Ｃ）／ＣＬ×１００≧３０ （２）
後述する通り、本発明によれば、スラブ表面の凝固時における冷却速度が１℃／s以下の範囲で鋳造される鋼素材から製造される場合であっても、良好な特性の鋼板が得られる。本発明では、板厚１００ｍｍ以上の厚肉高靭性高強度鋼板の鋼板表面において良好な靭性（ｖＥ−４０≧７０Ｊ）を満足するために、特にスラブ表面の凝固時における冷却速度が１℃／s以下の範囲で鋳造される鋼素材から製造される場合において、ミクロ偏析を低減する必要がある。そのためには、凝固時の初晶をδ相とし、γ相生成開始時におけるδ相の比率（（ＣＬ−Ｃ）／ＣＬ×１００）を３０％以上とする必要がある。
ＣＬ＝０．２−（−０．１×（０．２−Ｓｉ）−０．０３×（１．１−Ｍｎ）−０．１２×（０．２−Ｃｕ）−０．１１×（３−Ｎｉ）＋０．０２５×（１．２−Ｃｒ）＋０．１×（０．５−Ｍｏ）＋０．２×（０．０４−Ｖ）−０．０５×（０．０６−Ａｌ）） （３）
上記式（３）において元素記号は各合金成分の含有量（質量％）とし、含有しないものは０とする。
δ相形成には、ＳｉやＭｎ等のＣ以外の成分に応じてＣ量の範囲を規定する必要がある。γ相生成開始時における、δ相と共存する液相中の炭素量（ＣＬ）におよぼす合金元素の影響を熱力学計算ソフトウェア「Ｔｈｅｒｍｏ−Ｃａｌｃ」を用いて計算した結果を元に係数を決定した。例えば「Ｓｉ」の係数の「−０．１」は、Ｓｉを１％含有すると共存する液相の炭素量が０．１％低下することを表しており、必要なδ相比率を確保するためには母材のＣ量を低下させる必要があることを示している。なお、本発明ではＣＬの計算のベースとなる成分としてＣを０．１２％、Ｓｉを０．２％、Ｍｎを１．１％、Ｃｕを０．２％、Ｃｒを１．２％、Ｎｉを３％、Ｍｏを０．５％、Ｖを０．０４％、Ａｌを０．０６％とし、各合金元素の含有量を変化させた場合の固溶Ｃ量からの変化を計算し係数とした。このようにして計算した液相中の炭素量に対して添加するＣの百分率：（ＣＬ−Ｃ）／ＣＬ×１００を３０％以上とすることで、γ相生成開始時におけるδ相の比率を３０％以上とすることができる。
また、本発明においては、実施例に記載の方法で測定した、板厚中心の板厚方向の絞りが４０％以上であることが鋼材の使用中の安全性を確保する観点から好ましい。
＜厚肉高靭性高強度鋼板の製造方法＞
次に、本発明の製造条件について説明する。説明において、温度「℃」は、圧延後放冷せずに焼入れする場合の焼入れ温度を除き、板厚中心部における温度を意味するものとする。圧延後放冷せずに焼入れする場合の焼入れ温度は、鋼板表面温度とする。これは圧延時に板厚方向の鋼板温度分布が大きくなり、鋼板表面の温度低下を考慮する必要があるためである。板厚中心部の温度は、板厚、表面温度および冷却条件等から、シミュレーション計算等により求められる。例えば、差分法を用い、板厚方向の温度分布を計算することにより、板厚中心温度が求められる。
鋼素材
上記組成の溶鋼を、転炉、電気炉、真空溶解炉等の通常の方法で溶製し、連続鋳造法および造塊法等の通常の鋳造方法でスラブ、ビレットなどの鋼素材とする。この時の凝固時の冷却速度は、熱電対等を用いた直接測定および伝熱計算などによるシミュレーション計算によって決定する方法がある。上記の通り、本発明では、鋼素材として、表面の凝固時における冷却速度が１℃／s以下の条件で製造されたものを好ましく用いることができる。
また、鍛造機および圧延機の荷重等の制約がある場合には、分塊圧延を行い、素材の板厚を小さくしてもよい。
鋼素材の熱間鍛造条件
上述の組成を有する鋳片または鋼片を、１２００〜１３５０℃に加熱する。再加熱温度が１２００℃未満では、所定の熱間加工の累積圧下量を確保するための荷重の増大を招き、十分な圧下量を確保できないばかりか、必要に応じて加工中に再度加熱しなければならない場合も発生し、製造能率の低下を招く。このため、再加熱温度は１２００℃以上とする。また、炭素当量が０．６５％以上の本鋼のように合金元素添加量が高い場合、鋼素材中のセンターポロシティやザクなどの鋳造欠陥が著しく粗大化する。それらを圧着して無害化するために、累積圧下量を２５％以上とする必要がある。一方、再加熱温度が１３５０℃を超えると、過大なエネルギーを消費し、加熱時のスケールにより表面疵が生じやすくなり、熱間鍛造後の手入れ負荷が増大するため、上限は１３５０℃とする。
鋼素材の分塊圧延条件
上述の組成を有する鋳片または鋼片を、１２００〜１３５０℃に加熱する。再加熱温度が１２００℃未満では、所定の熱間加工の累積圧下量を確保するための荷重の増大を招き、十分な圧下量を確保できないばかりか、必要に応じて加工中に再度加熱しなければならない場合も発生し、製造能率の低下を招く。このため、再加熱温度は１２００℃以上とする。また、鋳造欠陥を圧着して無害化し、本発明の効果を得るためには、累積圧下量を３０％以上とすればよいが、絞り（ＲＡ）にも優れたものとする観点から累積圧下量を４０％以上とすることが好ましい。一方、再加熱温度が１３５０℃を超えると、過大なエネルギーを消費し、加熱時のスケールにより表面疵が生じやすくなり、熱間鍛造後の手入れ負荷が増大するため、上限は１３５０℃とする。
鍛造後または分塊圧延後の鋼素材の再加熱
鍛造後の鋼素材をＡｃ３変態点以上１２００℃以下に加熱するのは、鋼をオーステナイト組織一相に均一化するためであり、加熱温度としては、１０００℃以上１２００℃以下とするのが好ましい。
なお、Ａｃ３変態点は、下記式（４）により計算される値を用いる。
Ａｃ３＝９３７．２−４７６．５Ｃ＋５６Ｓｉ−１９．７Ｍｎ−１６．３Ｃｕ−２６．６Ｎｉ−４．９Ｃｒ＋３８．１Ｍｏ＋１２４．８Ｖ＋１３６．３Ｔｉ＋１９８．４Ａｌ＋３３１５Ｂ （４）
（４）式での各元素記号はそれぞれの合金元素の含有量（質量％）を示す。
熱間圧延条件
鋼素材は、熱間圧延により所望の板厚に加工される。板厚１００ｍｍ以上の厚肉鋼板の板厚中心部の特性を確保するために、熱処理による旧γ粒径の整粒化、細粒化の効果を十分に発揮するため、圧延段階での材料のつくり込みが必要である。具体的には、圧延における累積圧下量を４０％以上とすることで、加工による再結晶が起こりにくい板厚中心部においても圧延段階で整粒化を図ることができる。
熱処理条件
板厚中心部での強度と靭性を得るために、本発明では熱間圧延後放冷（例えば空冷）する、または、熱間圧延後放冷せずにＡｒ３点以上の温度から３５０℃以下の温度まで急冷する。放冷した場合は、Ａｃ３点〜１０５０℃に再加熱し、Ａｃ３点以上の温度から３５０℃以下になるまで急冷する。再加熱温度を１０５０℃以下とするのは、１０５０℃を超える高温の再加熱ではオーステナイト粒の粗大化により、厚肉高靭性高強度鋼板を用いて溶接により鋼構造物を製造したときに、母材靭性の低下が著しく低下するためである。また、再加熱温度をＡｃ３点以上とするのは鋼板全体をオーステナイト組織にするためである。また、Ａｃ３点未満の温度ではフェライトとオーステナイトからなる不均一組織を形成し必要な特性が得られないため、焼入れ温度はＡｃ３点以上とする。また、放冷せずに急冷する場合は、オーステナイト単相域から焼入するため焼入温度はＡｒ３点以上とする。また、急冷の停止温度は鋼板全体で変態後の組織を確実に得るために３５０℃以下またはＡｒ３点以下の低い方の温度とする。つまり、停止温度はＡｒ３点以下且つ３５０℃以下である必要がある。
なお、Ａｒ３変態点は、下記式（５）により計算される値を用いる。
Ａｒ３＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−１５Ｃｒ−５５Ｎｉ−８０Ｍｏ （５）
（５）式での各元素記号はそれぞれの合金元素の含有量（質量％）を示す。
急冷の方法は、工業的には水冷とすることが一般的であるが、冷却速度は可能な限り速いほうが望ましい。このため、冷却方法は水冷以外でもよく、例えばガス冷却などの方法もある。
焼戻し条件
急冷後、４５０〜７００℃で焼戻す理由は以下の通りである。４５０℃未満では残留応力の除去効果が少ない。一方、７００℃を超える温度では、種々の炭化物が析出するとともに、厚肉高靭性高強度鋼板を用いて溶接により鋼構造物を製造したときに、母材の組織が粗大化し、強度、靭性が大幅に低下する。
工業的には、鋼の強靭化を目的に繰返し焼入れする場合がある。本発明においても繰り返し焼入れしてもよいが、最終の焼入れの際に、Ａｃ３点〜１０５０℃に加熱後、３５０℃以下になるまで急冷し、その後４５０〜７００℃で焼もどすことが必要である。
表１に示したＮｏ．１〜３０の鋼を、表２に示す条件で、溶製、鋳造し鋼素材とした後、熱間鍛造（試料番号５、６、４１以外）又は分塊圧延（試料番号５、６、４１）を行い、その後、熱間圧延により、表２に示す板厚の鋼板とし、その後、水焼入れ、焼戻し処理を行い、試料Ｎｏ．１〜３８の鋼板を製造し、下記の試験に供した。なお、本例では再加熱焼入の場合は再加熱温度が焼入温度となる。
なお、δ相比率は、それぞれの母材成分について式（３）で得られるＣＬの値と母材のＣ量の値を用いて、（２）式により算出した値である。
また、鋼素材製造時の凝固時の冷却速度は、放射温度計により鋳型表面の温度を測定したデータを元に伝熱計算により算出した値である。
引張試験
各鋼板の板厚中心部から、圧延方向と直角方向に丸棒引張試験片（Φ１２．５ｍｍ、ＧＬ５０ｍｍ）を採取し、降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）を測定した。
シャルピー衝撃試験
各鋼板の鋼板表面および板厚中心部から圧延方向を長手方向とする２ｍｍＶノッチシャルピー試験片を各３本ずつ採取し、各試験片について、試験温度：−４０℃でシャルピー衝撃試験により吸収エネルギーを測定し、それらの平均値を求めた（板厚中心部の試験片の平均値および表面の試験片の平均値をそれぞれ求めた。）。
板厚方向引張試験
各鋼板の板厚中心部を含む領域について板厚方向丸棒引張試験片（Φ１０ｍｍ）を採取し、絞り（ＲＡ）を測定した。なお、絞りは試験片破断後における最小断面積とその原断面積との差の原断面積に対する百分率である。
上記の試験結果を表２に示す。この結果から、鋼の成分組成が本発明に適合する発明例の鋼板（試料Ｎｏ．１〜２１、４１）は、いずれもＹSが６２０ＭＰａ以上、ＴＳが７２０ＭＰａ以上、−４０℃における母材の表面および板厚中心部の靭性（ｖＥ−４０）が７０Ｊ以上であり母材の強度・靭性に優れていることがわかる。また、Ｎｏ．５及び６と、Ｎｏ．４１との比較から、分塊条件が特定の条件を満たす場合には絞り（ＲＡ）も良好になることが確認された。
これに対して、本発明の成分組成を外れる比較例の鋼板（試料Ｎｏ．２２〜３２）は、母材のＹＳが６２０ＭＰａ未満、ＴＳが７２０ＭＰａ未満、靭性（ｖＥ−４０）が７０Ｊ未満の中のいずれか１つ以上に該当しており特性が劣っている。
また、試料Ｎｏ．３３〜４０に示すように、鋼の成分組成が本発明に適合する鋼板でも製造条件が本発明条件（Ｎｏ．４１は累積圧下量が３０％であり、本発明の効果を得る上での最低条件は満たしているため、本発明条件範囲外ではないとする。）に適合していない場合、ＹＳ、ＴＳ、靭性（ｖＥ−４０）、のいずれか１つ以上の特性が劣っている。
Figure 0006048626
Figure 0006048626

Claims (8)

  1. 質量％で、Ｃ：０．０８〜０．２０％、Ｓｉ：０．４０％以下、Ｍｎ:０．５〜５．０％、Ｐ:０．０１０％以下、Ｓ:０．００５０％以下、Ｃｒ:３．０％以下、Ｎｉ:０．１〜５．０％、Ａｌ：０．０１０〜０．０８０％、Ｎ：０．００７０％以下、Ｏ：０．００２５％以下を含有し、（１）式および（２）式の関係を満たし、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、
    鋼板表面における靭性（ｖＥ−４０）が７０Ｊ以上であり、
    板厚が１００ｍｍ以上であり、
    降伏強度が６２０ＭＰａ以上であることを特徴とする厚肉高靭性高強度鋼板。
    ＣｅｑＩＩＷ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５≧０．６５ （１）
    （ＣＬ−Ｃ）／ＣＬ×１００≧３０ （２）
    ここでＣＬは次式で定義する。
    ＣＬ＝０．２−（−０．１×（０．２−Ｓｉ）−０．０３×（１．１−Ｍｎ）−０．１２×（０．２−Ｃｕ）−０．１１×（３−Ｎｉ）＋０．０２５×（１．２−Ｃｒ）＋０．１×（０．５−Ｍｏ）＋０．２×（０．０４−Ｖ）−０．０５×（０．０６−Ａｌ）） （３）
    ただし、上記式において元素記号は各合金成分の含有量（質量％）とし、含有しないものは０とする。
  2. 更に、質量％で、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｍｏ：１．５０％以下、Ｖ：０．４００％以下、Ｎｂ:０．１００％以下、Ｔｉ：０．００５％〜０．０２０％の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の厚肉高靭性高強度鋼板。
  3. 更に、質量％で、Ｍｇ：０．０００１〜０．００５０％、Ｔａ：０．０１〜０．２０％、Ｚｒ：０．００５〜０．１％、Ｙ：０．００１〜０．０１％、Ｂ：０．００３０％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１００％の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の厚肉高靭性高強度鋼板。
  4. 板厚中心の板厚方向の絞りが４０％以上であることを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の厚肉高靭性高強度鋼板。
  5. 請求項１〜４のいずれかに記載の厚肉高靭性高強度鋼板を製造する方法であって、
    鋼素材を、１２００〜１３５０℃に加熱し、累積圧下量を２５％以上とする熱間鍛造を行い、Ａｃ３点以上１２００℃以下に加熱し、累積圧下量を４０％以上とする熱間圧延を行い、放冷し、Ａｃ３点以上１０５０℃以下に再加熱し、Ａｃ３点以上の温度から３５０℃以下またはＡｒ３点以下の低い方の温度まで急冷し、４５０〜７００℃の温度で焼戻しを行うことを特徴とする厚肉高靭性高強度鋼板の製造方法。
  6. 請求項１〜４のいずれかに記載の厚肉高靭性高強度鋼板を製造する方法であって、
    鋼素材を、１２００〜１３５０℃に加熱し、累積圧下量を２５％以上とする熱間鍛造を行い、Ａｃ３点以上１２００℃以下に加熱し、累積圧下量を４０％以上とする熱間圧延を行い、Ａｒ３点℃以上の温度から３５０℃以下またはＡｒ３点以下の低い方の温度まで急冷し、４５０℃〜７００℃の温度で焼戻しを行うことを特徴とする厚肉高靭性高強度鋼板の製造方法。
  7. 請求項１〜４のいずれかに記載の厚肉高靭性高強度鋼板を製造する方法であって、
    鋼素材を、１２００〜１３５０℃に加熱し、累積圧下量を４０％以上とする分塊圧延を行い、Ａｃ３点以上１２００℃以下に加熱し、累積圧下量を４０％以上とする熱間圧延を行い、放冷し、Ａｃ３点以上１０５０℃以下に再加熱し、Ａｃ３点以上の温度から３５０℃以下またはＡｒ３点以下の低い方の温度まで急冷し、４５０〜７００℃の温度で焼戻しを行うことを特徴とする厚肉高靭性高強度鋼板の製造方法。
  8. 請求項１〜４のいずれかに記載の厚肉高靭性高強度鋼板を製造する方法であって、
    鋼素材を、１２００〜１３５０℃に加熱し、累積圧下量を４０％以上とする分塊圧延を行い、Ａｃ３点以上１２００℃以下に加熱し、累積圧下量を４０％以上とする熱間圧延を行い、Ａｒ３点℃以上の温度から３５０℃以下またはＡｒ３点以下の低い方の温度まで急冷し、４５０℃〜７００℃の温度で焼戻しを行うことを特徴とする厚肉高靭性高強度鋼板の製造方法。
JP2016532648A 2015-01-16 2016-01-15 厚肉高靭性高強度鋼板およびその製造方法 Active JP6048626B1 (ja)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2015006670 2015-01-16
JP2015006670 2015-01-16
PCT/JP2016/000197 WO2016114146A1 (ja) 2015-01-16 2016-01-15 厚肉高靭性高強度鋼板およびその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
JP6048626B1 true JP6048626B1 (ja) 2016-12-21
JPWO2016114146A1 JPWO2016114146A1 (ja) 2017-04-27

Family

ID=56405694

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2016532648A Active JP6048626B1 (ja) 2015-01-16 2016-01-15 厚肉高靭性高強度鋼板およびその製造方法

Country Status (8)

Country Link
US (1) US20170369958A1 (ja)
EP (1) EP3246426B1 (ja)
JP (1) JP6048626B1 (ja)
KR (1) KR101994784B1 (ja)
CN (1) CN107208212B (ja)
CA (1) CA2969200C (ja)
SG (1) SG11201704242TA (ja)
WO (1) WO2016114146A1 (ja)

Families Citing this family (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6447253B2 (ja) * 2015-03-06 2019-01-09 新日鐵住金株式会社 溶接用高張力鋼
EP3680358A1 (en) * 2017-09-08 2020-07-15 JFE Steel Corporation Steel sheet and method for producing same
JP6984319B2 (ja) * 2017-10-31 2021-12-17 日本製鉄株式会社 靭性に優れた低温用ニッケル含有鋼板およびその製造方法
KR101999024B1 (ko) * 2017-12-26 2019-07-10 주식회사 포스코 수소유기균열 저항성이 우수한 강재 및 그 제조방법
CN110318008B (zh) * 2019-06-20 2022-01-14 江阴兴澄特种钢铁有限公司 一种大厚度抗层状撕裂屈服强度960MPa级高强钢板及其生产方法
CN110172646A (zh) * 2019-06-24 2019-08-27 南京钢铁股份有限公司 一种船用储罐p690ql1钢板及制造方法
KR102255821B1 (ko) * 2019-09-17 2021-05-25 주식회사 포스코 저온 충격인성이 우수한 고강도 극후물 강재 및 이의 제조방법
KR102509355B1 (ko) 2020-12-21 2023-03-14 주식회사 포스코 표면품질 및 내 라멜라티어링 품질이 우수한 스팀드럼용 극후물 강재 및 그 제조방법
CN114032453B (zh) * 2021-10-14 2022-06-21 首钢集团有限公司 一种大厚度1000MPa级非调质高韧性结构用钢及其制备方法
KR20230094388A (ko) 2021-12-21 2023-06-28 주식회사 포스코 강도 및 저온 충격인성이 우수한 플랜지용 극후물 강재 및 그 제조방법
KR20230094389A (ko) 2021-12-21 2023-06-28 주식회사 포스코 강도 및 저온 충격인성이 우수한 플랜지용 극후물 강재 및 그 제조방법
CN114592156B (zh) * 2022-03-09 2023-08-18 广东一诺重工钢构有限公司 一种高强度钢梁及其加工工艺
KR20230171665A (ko) 2022-06-14 2023-12-21 주식회사 포스코 강도 및 저온 충격인성이 우수한 플랜지용 극후물 강재 및 그 제조방법

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2015140846A1 (ja) * 2014-03-20 2015-09-24 Ｊｆｅスチール株式会社 厚肉高靭性高張力鋼板およびその製造方法
WO2015162939A1 (ja) * 2014-04-24 2015-10-29 Ｊｆｅスチール株式会社 厚鋼板及びその製造方法

Family Cites Families (18)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS52128821A (en) * 1976-04-12 1977-10-28 Nippon Steel Corp Preparation of high tensile steel having superior low temperature toughness and yield point above 40 kg/pp2
JP2913426B2 (ja) * 1991-03-13 1999-06-28 新日本製鐵株式会社 低温靱性の優れた厚肉高張力鋼板の製造法
JP3333619B2 (ja) * 1994-02-24 2002-10-15 川崎製鉄株式会社 極厚鋼板の製造方法
JP3499705B2 (ja) * 1997-03-26 2004-02-23 株式会社神戸製鋼所 板厚方向での均質性に優れ、靱性の異方性の小さい９５０Ｎ／ｍｍ２級調質高張力鋼板およびその製造方法
JP2002210502A (ja) * 2001-01-19 2002-07-30 Kawasaki Steel Corp 極厚鋼材の製造方法
JP2002256380A (ja) * 2001-03-06 2002-09-11 Sumitomo Metal Ind Ltd 脆性亀裂伝播停止特性と溶接部特性に優れた厚肉高張力鋼板およびその製造方法
JP4792778B2 (ja) * 2005-03-29 2011-10-12 住友金属工業株式会社 ラインパイプ用厚肉継目無鋼管の製造方法
JP5194878B2 (ja) * 2007-04-13 2013-05-08 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性および溶接性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5365217B2 (ja) * 2008-01-31 2013-12-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
CN101962741B (zh) * 2009-07-24 2012-08-08 宝山钢铁股份有限公司 一种调质钢板及其制造方法
JP2011153366A (ja) * 2010-01-28 2011-08-11 Nippon Steel Corp レーザ溶接用またはレーザ・アークハイブリッド溶接用の引張強さが１１００ＭＰａ以上の高張力鋼板の製造方法
JP2011202214A (ja) * 2010-03-25 2011-10-13 Jfe Steel Corp 多層溶接部の低温靭性に優れた厚肉高張力鋼板およびその製造方法
JP5924058B2 (ja) * 2011-10-03 2016-05-25 Ｊｆｅスチール株式会社 溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板およびその製造方法
CN102605280A (zh) * 2012-03-15 2012-07-25 宝山钢铁股份有限公司 海洋平台用特厚高强度优良低温韧性钢板及其制造方法
JP5590271B1 (ja) * 2012-12-28 2014-09-17 新日鐵住金株式会社 降伏強度６７０〜８７０Ｎ／ｍｍ２、及び引張強さ７８０〜９４０Ｎ／ｍｍ２を有する鋼板
CN105008570B (zh) * 2013-03-15 2017-12-19 杰富意钢铁株式会社 厚壁高韧性高张力钢板及其制造方法
KR101732997B1 (ko) * 2013-03-26 2017-05-08 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 대입열 용접용 고강도 후강판 및 그의 제조 방법
CN107109561B (zh) * 2014-11-18 2018-12-21 杰富意钢铁株式会社 材质均匀性优良的厚壁高韧性高张力钢板及其制造方法

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2015140846A1 (ja) * 2014-03-20 2015-09-24 Ｊｆｅスチール株式会社 厚肉高靭性高張力鋼板およびその製造方法
WO2015162939A1 (ja) * 2014-04-24 2015-10-29 Ｊｆｅスチール株式会社 厚鋼板及びその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
US20170369958A1 (en) 2017-12-28
WO2016114146A1 (ja) 2016-07-21
CN107208212A (zh) 2017-09-26
KR20170095307A (ko) 2017-08-22
EP3246426B1 (en) 2020-06-24
SG11201704242TA (en) 2017-06-29
EP3246426A4 (en) 2018-01-10
KR101994784B1 (ko) 2019-07-01
CA2969200C (en) 2020-06-02
JPWO2016114146A1 (ja) 2017-04-27
EP3246426A1 (en) 2017-11-22
CA2969200A1 (en) 2016-07-21
CN107208212B (zh) 2020-01-17

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6048626B1 (ja) 厚肉高靭性高強度鋼板およびその製造方法
JP5928654B2 (ja) 厚肉高靭性高張力鋼板およびその製造方法
JP5750546B2 (ja) 低降伏比高靭性鋼板及びその製造方法
KR101988144B1 (ko) 재질 균일성이 우수한 후육 고인성 고장력 강판 및 그 제조 방법
JP6225874B2 (ja) 耐摩耗鋼板およびその製造方法
WO2015093321A1 (ja) Ｈ形鋼及びその製造方法
KR20190134704A (ko) 고Mn강 및 그의 제조 방법
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
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
JP5630321B2 (ja) 靭性に優れる高張力鋼板とその製造方法
JP2008088547A (ja) 高温強度、靭性及び耐再熱脆化特性に優れた耐火鋼材並びにその製造方法
JP7082669B2 (ja) 高強度高靭性熱延鋼板及びその製造方法
JP5874664B2 (ja) 落重特性に優れた高張力鋼板およびその製造方法
KR20140055460A (ko) 라인파이프용 강판 및 그 제조 방법
JP6589503B2 (ja) Ｈ形鋼及びその製造方法
CN111051555B (zh) 钢板及其制造方法
JP2007138203A (ja) 溶接性に優れた高張力厚鋼板およびその製造方法
JP2007302977A (ja) 溶接熱影響部の靭性に優れる引張強さ５７０ＭＰａ級高強度鋼材の製造方法
JP2008121121A (ja) 高温強度、靭性及び耐再熱脆化特性に優れた耐火鋼材並びにその製造方法
JP4482527B2 (ja) 耐火性に優れた高強度極厚ｈ形鋼およびその製造方法
JP2008121120A (ja) 高温強度、靭性及び耐再熱脆化特性に優れた耐火鋼材並びにその製造方法
JP2007302978A (ja) 溶接熱影響部の靭性に優れる引張強さ７８０ＭＰａ級高強度鋼材の製造方法
KR101443446B1 (ko) 비열처리형 열연강판 및 그 제조 방법

Legal Events

Date Code Title Description
A521 Request for written amendment filed

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20160916

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: 20161025

A61 First payment of annual fees (during grant procedure)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61

Effective date: 20161107

R150 Certificate of patent or registration of utility model

Ref document number: 6048626

Country of ref document: JP

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150

R250 Receipt of annual fees

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250

R250 Receipt of annual fees

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250

R250 Receipt of annual fees

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250

R250 Receipt of annual fees

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250