WO2009123292A1 - 高張力鋼およびその製造方法 - Google Patents

高張力鋼およびその製造方法 Download PDF

Info

Publication number
WO2009123292A1
WO2009123292A1 PCT/JP2009/056906 JP2009056906W WO2009123292A1 WO 2009123292 A1 WO2009123292 A1 WO 2009123292A1 JP 2009056906 W JP2009056906 W JP 2009056906W WO 2009123292 A1 WO2009123292 A1 WO 2009123292A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
mass
toughness
cooling
steel
Prior art date
Application number
PCT/JP2009/056906
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
一宮克行
横田智之
西村公宏
鹿内伸夫
Original Assignee
Ｊｆｅスチール株式会社
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スチール株式会社 filed Critical Ｊｆｅスチール株式会社
Priority to KR1020137005580A priority Critical patent/KR20130035277A/ko
Priority to CN2009801118830A priority patent/CN102124133A/zh
Priority to EP09726619.1A priority patent/EP2272994B1/en
Priority to KR1020157021337A priority patent/KR20150094793A/ko
Publication of WO2009123292A1 publication Critical patent/WO2009123292A1/ja

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
    • 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
    • C21D8/005—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment 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
    • 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
    • C22C38/02—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
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing 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
    • C22C38/16—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
    • 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
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium 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
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C2202/00—Physical properties

Definitions

  • the present invention is a ship (ship) and marine structures (marine structure), line pipe (line PIPE), relates to the high tensile steel (high- tensile strength ste els) and a manufacturing method thereof for use in a pressure vessel (pressure vessel) or the like
  • the yield stress (YS (yield stress)) is 460 MPa or more, which not only excels in the strength and toughness of the base material (base material) but also the toughness of the weld zone (CTOD ( The present invention relates to a high-strength steel excellent in crack tip opening displacement (characteristic) and a method for producing the same.
  • YS yield stress
  • COD toughness of the weld zone
  • Steel used in ships and offshore structures is usually welded joints and finished in the desired shape. Therefore, from the viewpoint of ensuring the safety of structures, etc., these steels need not be excellent in the strength and toughness of the base metal itself, but also in the welded joint (weld) of the weld joint (weld). It is also required that the toughness of the metal (weld metal) and heat-affected zone is excellent.
  • C rack Tip Opening Displacement Test hereinafter abbreviated as “CTOD test”
  • C rack Tip Opening Displacement Test hereinafter abbreviated as “CTOD test”
  • COD test C rack Tip Opening Displacement Test
  • This test involves three-point bending of a specimen with fatigue precrack in the toughness evaluation section and opening the bottom of the crack of the bottom of the crack (bottom of crack). Measure the value of opening displacement (value of plastic deformation) and evaluate the occurrence resistance of brittle fracture.
  • multilayer steel multi-pass welding
  • the heat affected zone has a complicated thermal history (thermal (History), local embrittlement zone is likely to occur.
  • thermal (History) thermal history
  • the toughness in the two-phase region of ⁇ and ⁇ is greatly reduced in the second cycle. This is because the pond part is exposed to a high temperature just below the melting point, so that austenite grains are coarsened and are easily transformed into a fragile upper bainitic structure by subsequent cooling. .
  • the brittle structure Woodmannstatten structure
  • island martensite island martensite, M-A constituent
  • the two-phase region reheat zone that is, the region exposed to the high temperature immediately below the melting point in the first welding, the region that becomes the two-phase region of ferrite and austenite by the reheating during the subsequent welding is most brittle.
  • the reason for this is that carbon is concentrated in the austenite region due to reheating during the second and subsequent passes, and this forms a fragile paynite structure containing island martensite during cooling, reducing the toughness. Therefore, as a countermeasure, the formation of island martensite is suppressed by reducing C and Si, and Cu is added.
  • Discloses a technique for ensuring the strength of the base material see, for example, Japanese Patent Application Laid-Open No. 05-182682).
  • the object of the present invention is to solve the above-mentioned problems of the prior art and to improve the strength and toughness of the base metal even in the thick-walled high-strength steel plate, in which the addition amount of the alloy element must be increased.
  • the purpose is to propose a high-strength steel excellent in the toughness of the heat-affected zone and its preferred production method. Disclosure of the invention In the present invention, C: 0.03 to 0.10 mass%, Si: 0.30 mass% or less, Mn: 1-60 to 2.30 mass%, P: 0.015 mass% or less, S: 0. 005 ma ss% or less, A 1: 0.
  • Nb 0.00 4 to 0.05 ma ss%
  • T i 0.005 to 0.02 ma ss%
  • N 0.00: !
  • Ca 0.0005 to 0.003 ma ss%
  • Ca, S and O are represented by the following formula (1):
  • the high-tensile steel of the present invention further includes B: 0.0003 to 0.0025 mass%, V: 0.2 mass% or less, Cu: 1 mass% or less, Ni : 2 ma ss% or less, Cr: 0.7 mass% or less and Mo: 0.7 mass% or less selected from 1 type or 2 types or more.
  • the present invention includes C: 0.03 to 0.10 mass%, S i: 0.30 mass% or less, Mn: l. 60 to 2.30 mass%, P: 0.015 mass% or less, S : 0.005 ss. /.
  • the cumulative reduction in the temperature range of 950 ⁇ or higher is 30% or more and less than 950 From 5 to 45 ° C / s ec from hot rolling finish temperature to 600 to 450 ° C cooling stop temperature
  • Pre-stage cooling preferably at 5-20 ° CZ s ec
  • High-strength steel characterized in that after-cooling is performed at a temperature of 1 ° C / s ec or more and less than 5 ° CZ s ec from 45 to 50 ° C.
  • the production method of the present invention further includes B: 0.03 to 0.025 mass%, V: 0.2 mass% or less, Cu: 1 mass%
  • B 0.03 to 0.025 mass%
  • V 0.2 mass% or less
  • Cu 1 mass%
  • B 0.03 to 0.025 mass%
  • V 0.2 mass% or less
  • Cu 1 mass%
  • it is characterized by containing one or more selected from Ni: 2 mass% or less, Cr: 0.7 mass% or less, and Mo: 0.7 mass% or less.
  • the production method of the present invention is characterized in that a tempering treatment at 45 to 65 ° C. is performed on the steel after subsequent cooling.
  • high-strength copper having a high yield strength of 4600 MPa or more and excellent toughness and excellent toughness (CTOD characteristics) of the heat-affected zone after welding is inexpensive. Can greatly increase the size of ships and offshore structures.
  • Fig. 1 is a graph showing the effect of the pre-stage cooling rate after hot rolling (cooling rate from the rolling finish temperature to the cooling stop temperature between 60 ° C and 45 ° C) on the base material properties.
  • the inventors diligently studied a method capable of improving the base metal strength and toughness of thick high-strength steel and also improving the toughness of the heat affected zone. As a result, the decrease in toughness in the heat affected zone is due to the formation of embrittlement. To improve the toughness of this heat affected zone, the austenity in the region where high heat is generated during welding. It was found that it is effective to disperse the transformation nuclei uniformly and finely in order to suppress the coarsening of the grains and further promote the ferrite transformation during cooling after welding.
  • the first feature of the present invention is that it is added for the purpose of shape control of sulfide in order to improve the toughness of the welded heat affected zone.
  • C a S crystallization of the compound
  • the crystallization of the compound (C a S) is effectively utilized. Since this C a S crystallizes at a lower temperature than the oxide, it can be uniformly fine dispersed. And by controlling the dissolved oxygen amount in the molten steel at the time of addition of Ca S to the appropriate range, the dissolved S can be dissolved even after C a S crystallization. As a result, M n S force S precipitates on the surface of C a S to form complex sulfide.
  • This M n S is known to have a potential for ferrite nucleus, and a M n depleted zone is formed around the deposited M n S. As a result, ferrite transformation is further promoted. The effect of this Mn dilute strip can be expressed more effectively by increasing the amount of Mn added in the steel. Moreover, since ferrite nuclei such as T i N, BN, and A 1 N also precipitate on the precipitated M n S, the ferrite transformation is promoted more often. Also, by increasing the amount of Mn added, the base metal strength can be effectively increased without generating island martensite, which is an embrittled structure, in the weld heat affected zone as much as possible.
  • the above technology makes it possible to finely disperse ferrite transformation nuclei that do not melt even at high temperatures, refine the structure of the weld heat-affected zone, and generate island martensite (M-A constituent). Suppression and toughness can be obtained by suppressing as much as possible. Also, in the region where reheating is performed in the two-phase region due to the heat cycle during multi-layer welding (thigh ltilayer welding), the structure of the first weld heat affected zone is refined, so The toughness of the transformation region is improved, and the austenite grains that are retransformed are also refined, so that the degree of reduction in toughness can be kept small.
  • the second feature of the present invention is that the cooling after rolling the steel material is divided into two stages, that is, the pre-stage cooling and the post-stage cooling, and the cooling rate of the pre-stage cooling is controlled more greatly than the post-stage cooling. This will be explained based on experimental results.
  • Figure 1 shows the effect of the cooling rate of the former stage on the base metal strength and morningity for the above measurement results.
  • the cooling rate of the former stage cooling from the rolling end temperature to 500 ° C is shown.
  • it has a high strength with a yield stress of 46 OMPa or higher and v E-40 ° C with a strength-toughness balance of 200 J or higher. It can be seen that a steel plate is obtained.
  • the steel sheet cooled at the above cooling rate has a structure mainly composed of acicular ferrite.
  • the toughness is greatly reduced when a relatively coarse upper benite structure including island-like martensite between laths is obtained. Therefore, in order to achieve both high strength and high toughness, it is necessary to have a fine cashierite structure by devising rolling conditions.
  • the inventors divided the cooling after rolling into pre-stage cooling and post-stage cooling, which has a slower cooling rate, and appropriately controlled the respective cooling rates, so that And found that a steel sheet having an excellent balance of strength and toughness can be obtained.
  • the present invention has been completed based on the above findings. Next, the component composition that the high-tensile copper according to the present invention should have will be described.
  • C is an element that has the greatest influence on the strength of steel. To ensure the strength required for structural steel (Y S ⁇ 46 OMP a), it must be contained by 0.03 m a s s% or more. On the other hand, if the amount is too large, the toughness of the base metal will be lowered and cold cracking will occur during welding. Therefore, the upper limit is set to 0.1 mass%.
  • Si is a component added as a deoxidizer and to increase the strength of steel.
  • 0.0 lma ss% or more is preferably added. However, if it exceeds 0.3 Oma ss%, the toughness of the base metal and the welded portion is lowered, so that it is necessary to set it to 0.3 Oma ss% or less. Preferably, it is in the range of 0.01 to 0.20 ma ss%.
  • Mn is an effective element for ensuring the strength of the base metal.
  • the refinement of the structure of the weld heat affected zone is promoted and the formation of the brittle structure is suppressed as much as possible, so that the welding heat effect is reduced.
  • it exceeds 2.30 ma s s% the toughness of the base metal and welds will be significantly reduced.
  • it is in the range of 1.65 to 2.15 m a s s%.
  • P is an impurity that is inevitably mixed, and if it exceeds 0.015 ma s s%, the toughness of the base metal and the welded portion is reduced, so it is limited to 0.015 m s s% or less. Preferably, it is less than 0.01 Oma s s%.
  • S is an inevitably mixed impurity, and if it exceeds 0.005 ma ss%, the toughness of the base metal and the weld is reduced, so it is 0.005 m a ss% or less. Preferably, it is not more than 0.0033 ma ss%.
  • a 1 is an element added for deoxidation of molten steel, and should be contained in an amount of at least 0.05 mass s s%.
  • the toughness of the base metal is reduced and mixed into the weld metal due to dilution by welding to reduce the toughness. Therefore, it is necessary to limit it to 0.06 mass% or less. is there. Preferably, it is 0.0010 to 0.055 ma s s%.
  • Nb 0.004 ⁇ 0.05 mass%
  • Nb forms a non-recrystallized zone in the low temperature range of austenite.
  • the microstructure of the base metal is refined and the toughness is increased. Can be achieved.
  • precipitation strengthening can be achieved by rolling and performing tempering after cooling. Therefore, Nb is an important additive element from the viewpoint of strengthening steel. In order to obtain the above effect, it is necessary to add Nb at least 0.004 mass%. However, if it is added excessively exceeding 0.05 mass%, the toughness of the weld will deteriorate, so the upper limit should be 0.05 mass%.
  • T i precipitates as Ti N when the molten steel solidifies, suppresses the austenite coarsening in the weld and contributes to the toughness of the weld because it becomes a ferrite transformation nucleus. To do. In order to obtain the effect, it is necessary to add 0.005 mass% or more. However, if the addition is less than 0.005 ma ss%, the effect is small, whereas if it exceeds 0.02 ma ss%, the TiN particles become coarse, and an effect of improving the toughness of the base metal and the weld is obtained. It becomes impossible. Therefore, the amount of Ti added should be in the range of 0.005 to 0.02 mass%.
  • N is an element necessary to form TiN that suppresses the coarsening of the weld structure, and is added in an amount of 0. O Olma s s% or more.
  • the upper limit is set to 0 ⁇ 005 mass%.
  • the range of 0.003 to 0.005 mass% is preferable.
  • Ca is an element that improves toughness by fixing S. In order to exert this effect, it is necessary to add at least 0.0005 mass%. But, Even if it contains more than 003 ma ss%, the effect is saturated, so C a is 0.
  • C a, S and O can be expressed by the following formula (1):
  • (Ca_ (0. 18 + 130 XC a) XO) Z (1. 25 / S) is a value indicating the ratio of the atomic concentrations of Ca and S that is effective in controlling the morphology of sulfides. From this value, it is possible to estimate the form of sulfide (Mochida et al., “Iron and Steel”, Japan Iron and Steel Institute, 66th (1980), No. 3, P. 354-362).
  • the high-tensile steel of the present invention further includes one or more selected from B, V, Cu, Ni, Cr and Mo in order to increase strength and toughness. Can contain.
  • B segregates at the austenite grain boundaries and has the effect of increasing the strength of the steel by suppressing the ferrite transformation that occurs from the grain boundaries and increasing the fraction of the bainitic structure.
  • the effect can be obtained by adding more than 0.0003 mass%. However, if it is added in excess of 0.0025 mass%, the toughness is reduced.
  • a more preferable range of B is 0.0 005 to 0.002 ma s s%.
  • V 0.2 ma s s% or less
  • V is an element effective for improving the strength and toughness of the base metal, and also is an element that precipitates as VN and also serves as a nucleation nucleus. In order to obtain the effect, it is preferable to add 0.01 mass% or more. However, if the amount of added iron exceeds 0.2 m s s%, the toughness will be reduced instead, so it is preferable to add less than 0.2 m s s%. More preferably, it is 0.15 mass% or less.
  • Cu is an element that has the effect of improving the strength of steel. In order to obtain the effect, it is preferable to add 0.05 mass% or more. However, if it exceeds 1 m s s%, it causes hot brittleness and deteriorates the surface properties of the steel sheet. Therefore, it is preferable to add it in the range of lma s s% or less. More preferably, it is 0.8 ma s s% or less.
  • Ni is an effective element for improving the strength of steel and the C TOD characteristics of the heat affected zone. In order to obtain the effect, 0.05 mass% or more is preferably added. However, since Ni is an expensive element, the upper limit is preferably 2. Oma s s%. When Mn is added at 1.6% or more as in the present application, Ni is more preferably less than 0.3% from the viewpoint of cost reduction.
  • C r: 0.7 ma ss% or less Cr is an effective element for increasing the strength of the base material.
  • 0.05 mass% or more is preferably added.
  • the upper limit is 0.5 ma ss% or less.
  • Mo is an effective element for increasing the strength of the base metal.
  • 0.05 mass% or more is preferably added.
  • the upper limit is preferably set to 0.7 ma s s%. More preferably, it is 0.5 mass% or less.
  • the structure of the high-strength steel of the present invention is a structure mainly composed of ashki ferrite, and its preferred area ratio is 60% or more, more preferably 70% or more.
  • the area ratio of the fine ferrite is less than 60%, and the coarse upper veinite structure increases, the toughness decreases.
  • the upper limit of the area ratio is not particularly limited.
  • the basic ferrite structure of the high strength steel of the present invention is a bainetic ferrite having a fine needle-like or lath-like morphology and a high dislocation density in the crystal grains. Polygonal ferrite (polygonal ferrite) and coarse upper bainite are different. Next, the manufacturing method of the high strength steel of this invention is demonstrated.
  • the high-strength steel of the present invention is prepared by melting the molten steel adjusted to the component composition suitable for the present invention described above by an ordinary method using a converter, an electric furnace, a vacuum melting furnace, etc. It is preferable to produce a thick high-strength steel by hot rolling the steel material after making it a steel material such as a slab through a normal process such as ingot lump rolling. At this time, the heating temperature of the steel material prior to hot rolling needs to be in the range of 1050 to 1200 ° C. The reason for setting the heating temperature to 1050 ° C or higher is that forging defects existing in the steel material are caused by hot rolling. This is for surely crimping. However, when heated to temperatures exceeding 1 200 ° C, Ti N precipitated during solidification becomes coarse and the toughness of the base metal and welds decreases, so the heating temperature must be regulated to 1 200 ° C or lower. is there.
  • the steel material heated to the above temperature is then subjected to hot rolling in which the cumulative rolling reduction in the temperature range of 95 or higher is 30% or higher and the cumulative rolling reduction in the temperature range of 950 ° C or lower is 30 to 70%.
  • hot rolling with a cumulative reduction ratio of 30% or higher in the temperature range of 50 ° C or higher is that the austenite grains recrystallize by setting the cumulative reduction ratio in this temperature range to 30% or higher. This is because, when the cumulative reduction ratio that can refine the structure is less than 30%, abnormal coarse grains generated during heating remain, which adversely affects the toughness of the base metal.
  • the reason for hot rolling with a cumulative draft of 30 to 70% in the temperature range below 95 is that the austenite grains rolled in this temperature range do not recrystallize sufficiently.
  • the austenite grains after rolling are deformed flat and have a high internal strain that contains a large amount of defects such as deformation bands inside.
  • This accumulated internal energy acts as a driving force for the subsequent ferrite transformation and promotes the ferrite transformation.
  • the rolling reduction is less than 30%, the accumulated internal energy is not sufficient, so ferrite transformation hardly occurs and the base metal toughness deteriorates.
  • the rolling reduction exceeds 70% the formation of polygonal ferrite is promoted, the formation of uniaxial ferrite is suppressed, and high strength and high toughness are not compatible.
  • Cooling after the end of subsequent hot rolling is divided into pre-stage cooling and post-stage cooling, and the former cooling rate is set to be relatively higher than that of the latter.
  • the cooling stop temperature between ° C, preferably from the hot rolling end temperature to the cooling stop temperature between 5 80 and 480 ° C, 5 to 45 ° C Zsec, preferably 5 to 20 ° C / sec.
  • cooling is performed at a cooling rate of 6 to 16 ° C Zsec, and in the subsequent post-cooling, from the pre-cooling stop temperature to the post-cooling stop temperature of 450 ° C or lower, preferably from the pre-cooling stop temperature to 400 to Up to 250 ° C cooling stop temperature, It / s ec or more and less than 5 ° C / s ec, more preferably 2 to 4.5. It is necessary to cool at the same cooling rate.
  • the pre-cooling stop temperature When the pre-cooling stop temperature is higher than the above temperature range, there is almost no increase in strength, and conversely, when it is lower than the above temperature range, the toughness deteriorates. Further, if the cooling rate of the former stage is less than the lower limit of the above range, it becomes a structure mainly composed of polygonal ferrite, so that the strength cannot be improved. Furthermore, when the cooling stop temperature in the latter stage cooling is higher than the upper limit of the above temperature range, the increase in strength is insufficient. Further, if the subsequent cooling rate is less than the lower limit of the above range, the base material strength is insufficient, and conversely if the upper limit of the above range is exceeded, the toughness of the base material is reduced. If the subsequent cooling rate is too high than the previous cooling rate, island martensite is generated and the toughness of the base metal is deteriorated.
  • the steel material after cooling may be tempered in the temperature range of 45 to 50 ° C. for the purpose of reducing the residual internal stress.
  • the tempering temperature is less than 45 ° C., the residual stress removal effect is small.
  • it exceeds 6500 ° C. various carbonitrides precipitate and precipitate. This is not preferable because it causes strengthening and lowers toughness.
  • the base metal becomes a structure mainly composed of ash and ferrite, and a steel material having an excellent balance between strength and toughness can be obtained.
  • N is more than 0.030%
  • the cooling rate of the former stage cooling is more than 20 to 45 ° CZ sec
  • the stop temperature of the former stage cooling is 45 0 to 50
  • the steel slabs No. 1 to 31 having the composition shown in Table 1-1 and Table 1-2 are used as raw materials, and hot rolling, pre-cooling and post-cooling are performed under the conditions shown in Table 2-1 and Table 2-2. Cooling was performed to produce a steel plate with a thickness of 25-8 Omm.
  • the temperatures listed in Table 2-1 and Table 2-2 are the temperatures of 1/4 part of the plate thickness calculated from the steel plate surface temperature measured with a radiation thermometer. A sample was taken from the thick steel plate thus obtained and subjected to a tensile test and a Charpy impact test. In the tensile test, JIS No.
  • a single bevel groove (bevel angle) is applied to a test plate taken from a thick steel plate in which all of the base material properties YS, TS and VE-4 meet the above criteria.
  • Carbon dioxide gas arc welding (C0 2 arc welding) with a heat input of 25 k jZcm was made to produce a welded joint, and the straight bond part of the groove was notched from this welded joint.
  • Specimens were collected and subjected to a C TOD test at a temperature of 11.
  • the test conditions for preparing the C TO D test piece were conducted in accordance with British Standard BS 7448.
  • JI S4 impact test specimens with the notch position as the bond part were collected, Charpy impact test was performed at a temperature of _40 ° C, and the absorbed energy (vE-40) was measured.
  • the steel sheet of the example of the present invention has a base material with a yield stress (YS) of 46 OMP ai3 ⁇ 4 and a Charpy absorbed energy (VE—40 ° C) of 200 J or more.
  • the carbon dioxide arc welded joint has a VE—40 ° C of 200 J or higher and a 000-00 value of 0.10 mm or higher. It can be seen that the toughness of the part is also excellent.
  • the steel of the comparative example that is out of the scope of the present invention only a steel sheet inferior in any one or more of the above properties is obtained.
  • the CT0D of the weld zone is all superior to 0.45 or more due to the effect of TiN pinning. Yes.
  • the N force exceeds 0.303 mass%
  • the cooling rate of the pre-cooling after hot rolling exceeds 2 O'C / sec, 45 X / sec or less
  • the stop temperature of the pre-cooling Steel plates No. 15 and 16 manufactured under conditions of 450 to 500 ° C both have high strength with a base material yield stress of 55 OMPa or more.
  • the high-tensile steel of the present invention can be suitably used not only for ships and offshore structures, line pipes, and pressure vessels, but also for steel structures that are assembled by welding in the fields of construction and civil engineering.

Abstract

厚肉の高強度鋼板においても、母材の強度・靭性に優れるとともに、溶接熱部の靭性にも優れる高張力鋼とその有利な製造方法を提案する。具体的には、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０３～０．１０％、Ｓｉ：０．３０％以下、Ｍｎ：１．６０～２．３０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００５～０．０６％、Ｎｂ：０．００４～０．０５％、Ｔｉ：０．００５～０．０２％、Ｎ：０．００１～０．００５％、Ｃａ：０．０００５～０．００３％を含有し、かつ、Ｃａ，ＳおよびＯが下記（１）式；０＜（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓ＜１　・・・（１）ここで、Ｃａ，ＳおよびＯは、各元素の含有量（ｍａｓｓ％）を満たして含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する高張力鋼である。

Description

明細書
高張力鋼およびその製造方法 技術分野
本発明は、船舶（ship)や海洋構造物 (marine structure),ラインパイプ (line pipe), 圧力容器（pressure vessel)等に用いられる高張力鋼（high- tensile strength ste els)とその製造方法に関し、 特に、 降伏応力 （YS (yield stress)) が 460MP a以上で、母材（base material)の強度（strength)および靭性（toughness)に優れる だけでなく溶接部（weld zone)の靭性 （CTOD (crack tip opening displacemen t)特性） にも優れる高張力鋼とその製造方法に関するものである。 背景技術
船舶や海洋構造物等に用いられる鋼は、 溶接接合 (welding joint)して所望の形 状の構造物等に仕上げられるのが普通である。 そのため、 これらの鋼には、構造物 等の安全性（safety)を確保する観点から、母材自体の強度ゃ靭性に優れることは勿 ，のこと、 溶接継手 (weld joint)の溶接部 （溶接金属 (weld metal)や熱影響部 (he at- affected zone)) の靭性にも優れていることが要求される。
鋼の靭性の評価基準（evaluation standards)としては、従来、主にシャルピー衝 撃試験（Charpy impact test)による吸収エネルギー（absorbed energy)が用いられ てきた。 し力 し、 近年では、 より信頼性 (reliability)を高めるために、 き裂開口 変位試'験 (C r a c k T i p Op e n i n g D i s p l a c eme n t T e s t、以降「CTOD試験」 と略記する）が用いられることが多い。この試験は、 靭性の評価部に疲労予き裂（fatigue precrack)を発生させた試験片を 3点曲げ（t hree-point bending) し、破壊直前のき裂底（bottom of crack)の口開き量（value of opening displacement) (塑 te変形量 (value of plastic deformation ) 測定 し、 脆性破壊（brittle fracture)の発生抵抗（occurrence resistance)を評価する ものである。 ところで、上記用途に用いられるような板厚が厚い鋼には、一般に、多層溶接 (m ulti-pass welding)が施されるが、 このような溶接では、熱影響部は複雑な熱履歴 (thermal history)を受けるため、 局所脆化域が発生し易く、 特にボンド部（bond) (溶接金属と母材との境界） や 2相域再熱部（inter- critically reheated zone) (溶接 1サイクル目で粗粒となり、 2サイクル目で αと γの 2相域に加熱される領 域) の靭性の低下が大きいという問題がある。 ポンド部は、溶融点直下の高温に曝 されるため、 オーステナイト粒 (austenite grain)が粗大化し、 引き続く冷却によ り、脆弱な上部べィナイト組織（upper bainitic structure)に変態し易いからであ る。 また、 ボンド部には、 ウイドマンステツテン組織（Widmannstatten structure) や島状マルテンサイト（island martensite , M- A constituent)といった脆化組織（e mbrittlement structure) が生成するため、 靭性はさらに低下する。
上記問題に対する对策として、例えば、鋼中に T i Nを微細に分散させて、 ォー ステナイト粒の粗大化を抑制したり、 フェライト変態核（nucleus of ferrite tra nsformation)として利用したりする技術が実用化されている。 さらに、特公平 0 3 - 0 5 3 3 6 7号公報や特開昭 6 0— 1 8 4 6 6 3号公報には、希土類元素（R E M (rare-earth metal) )を T iと共に複合添加して鋼中に微細粒子を分散させるこ とにより、オーステナイト粒成長を抑制し、溶接部の靭性を向上する技術が開示さ れている。 その他に、 T iの酸化物 (oxide)を分散させる技術や、 B Nのフェライ ト核生成能と酸化物分散とを組み合わせる技術、 さらには、 C aや R E Mを添加し て硫化物（sulfide)の形態 (shape)を制御することにより靭性を高める技術も提案 されている。
一方、 上記 2相域再熱部、 即ち最初の溶接で融点直下の高温に曝された領域が、 続く溶接時の再加熱によりフェライトとオーステナイトの 2相域となる領域が、最 も脆化する原因は、 2パス目以降の溶接時の再加熱により、オーステナイト領域に 炭素が濃化し、 これが冷却中に、島状マルテンサイトを含む脆弱なペイナイト組織 を生成し、 靭性を低下させるからである。 そこで、 この対策として、 低 C、 低 S i 化することにより島状マルテンサイトの生成を抑制し、さらに C uを添加すること により母材強度を確保する技術が開示されている （例えば、特開平 0 5— 1 8 6 8 2 3号公報参照） 。
さ、らに、特開 2 0 0 7— 2 3 1 3 1 2では、上記溶接時の再加熱による脆化組織 の生成を抑制する方法として、硫化物の形態制御のために添加している C aの添加 量を適正範囲に制御した上で、 N iを添加することにより、溶接熱影響部の靭性（C T O D特性） を向上させる技術が開示されている。
しかしながら、熱影響部の靭性が低下するという上述した問題は、上記従来技術 によってある程度の改善がなされたものの、まだ幾つかの解決すベき問題点が残さ れている。 例えば、 T i Nを利用する技術では、 T i Nが溶解する温度域まで加熱 されるボンド部においてはその作用がなくなり、それどころか、固溶 T iおよび固 溶 Nによる基地組織の脆化によって著しい靭性の低下が起こることがある。 また、 T iの酸化物を利用する技術では、酸化物の微細分散が十分均質にできないという 問題がある。 さらに、 近年、船舶や海洋構造物等が大型化するのに伴って、 それら に用いられる鋼材には、 より高強度化、厚肉化することが求められている。 それら の要求に応えるには、特開平 0 5— 1 8 6 8 2 3号公報の技術とは逆に、合金元素 を多量に添加することが有効である。 し力 し、合金元素の多量の添加は、溶接時の 再加熱による脆化組織の生成が促進し、溶接熱影響部の靭性の低下を招くという問 題点を有している。 また、特開 2 0 0 7— 2 3 1 3 1 2に開示された技術は、 高強 度化および、厚肉化のための方策としてマトリクスの高靭化に有効な N i添加（固 溶 N iの効果） が必須であり、 コスト的に高価になることが課題である。
そこで、本発明の目的は、従来技術が抱える上記問題点を解決し、合金元素の添 加量を増やさざるを得ない厚肉 高強度鋼板においても、母材の強度および靭性に 優れるとともに、溶接熱影響部の靭性にも優れる高張力鋼とその好適な製造方法を 提案することにある。 発明の開示 本発明は、 C : 0. 03〜0. 10ma s s%、 S i : 0. 30 ma s s %以下、 Mn ： 1 - 60〜 2. 30ma s s%、 P ： 0. 015 m a s s %以下、 S ： 0. 005ma s s %以下、 A 1 : 0. 005— 0. 06 m a s s Nb ： 0. 00 4〜0. 05ma s s%、 T i : 0. 005〜0. 02ma s s%、 N : 0. 00 ：!〜 0. 005ma s s%、 Ca : 0. 0005〜0. 003ma s s %を含有し、 かつ、 Ca， Sおよび Oが下記 （1) 式；
0 < (C a - (0. 18 + 130 XCa) XO) /1. 25/S < 1 · · · (1) ここで、 C a， Sおよび Oは、 各元素の含有量 （ma s s %)
を満たして含有し、残部が F eおよび不可避的不純物からなる成分組成を有するこ とを特徴とする高張力鋼である。
また、 本発明の高張力鋼は、 上 fB成分組成に加えてさらに、 B： 0. 0003〜 0. 0025 m a s s %、 V： 0. 2 m a s s %以下、 C u ： 1 m a s s %以下、 N i ： 2ma s s %以下、 C r : 0. 7 m a s s %以下および Mo ： 0. 7 m a s s %以下の中から選ばれる 1種または 2種以上を含有することを特徴とする。 また、本発明は、 C： 0. 03〜 0. 10 m a s s %、 S i ： 0. 30 m a s s % 以下、 Mn : l. 60〜 2. 30 m a s s %, P： 0. 015ma s s %以下、 S ： 0. 005ma s s。/。以下、 A 1 : 0. 005〜0. 06ma s s%、 Nb : 0. 004~0. 05ma s s%、 T i : 0. 005〜0. 02ma s s%、 N : 0. 001 ~0. 005 m a s s %, C a ： 0. 0005〜0. 003ma s s %を含 有し、 かつ、 Ca， Sおよび◦が下記 （1) 式；
0< (C a - (0. 18 + 130 XCa) XO) /1. 25/S< 1 . · . (1) ここで、 Ca, Sおよび Oは、 各元素の含有量 （ma s s %)
を満たして含有し、残部が F eおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼 スラブを 1050~1200°Cに加熱後、 950^以上の温度域における累積圧下 率が 30%以上、 950で未満の温度域における累積圧下率が 30〜70%となる 熱間圧延を施し、その後、熱間圧延終了温度から 600~450°C間の冷却停止温 度までを 5〜45 °C/ s ecより好ましくは 5〜20 °CZ s ecで冷却する前段冷却 と、 上記前段冷却停止温度から 4 5 0で以下の冷却停止温度までを 1 °C/ s ec以 上 5 °CZ s ec未満で冷却する後段冷却を施すことを特徴とする高張力鋼の製造方' 法を提案する。
また、 本発明の製造方法は、 上記成分組成に加えてさらに、 B： 0 . 0 0 0 3〜 0 . 0 0 2 5 m a s s %, V： 0 . 2 m a s s %以下、 C u ： 1 m a s s %以下、 N i : 2 m a s s %以下、 C r : 0 . 7 m a s s %以下および M o : 0 . 7 m a s s %以下の中から選ばれる 1種または 2種以上を含有することを特徴とする。
また、本発明の製造方法は、後段冷却後の鋼に、 4 5 0〜6 5 0 °Cの焼戻処理を 施すことを特徴とする。
本発明によれば、母材が降伏応力 4 6 0 M P a以上の高強度を有すると共に靭性 にも優れ、 しかも、溶接後の熱影響部の靭性 （C T O D特性） にも優れる高強度銅 を安価に製造することができるので、船舶や海洋構造物等の大型化に大きく寄与す る。 図面の簡単な説明
図 1 ：熱間圧延後の前段冷却速度（圧延終了温度から 6 0 0〜4 5 0 °C間の冷却 停止温度までの冷却速度） が母材特性に及ぼす影響を示すグラフである。 発明を実施するための最良の形態
発明者らは、厚肉の高張力鋼の母材強度およぴ靭性を向上すると共に、溶接熱影 響部の靭性をも改善することができる方法について鋭意検討した。その結果、溶接 熱影響部の靭性低下は、脆化組 の生成に起因していることから、 この溶接熱影響 部の靭性を向上させるためには、溶接時に高^口熱される領域におけるオーステナ ィト粒の粗大化を抑制したうえで、 さらに、溶接後の冷却時のフェライト変態を促 進させるために、変態核を均一微細に分散させてやることが有効であることを見出 した。 そこで、発明者らは、上記脆化組織の生成を抑制する方法についてさらに検討し た結果、硫化物の形態制御のために添加している C aの添加量を適正範囲に制御す ることが有効であること、 また、溶接熱影響部の靭性 （C T O D特性） を向上する には、 M nの添加が有効であることを見出した。
また、母材の強度 *靭性に及ぼす圧延条件の影響について検討したところ、圧延 後の冷却を、冷却速度が大きい前段冷却と小さい後段冷却とからなる 2段冷却とし、 それぞれの冷却速度を適正に制御してやれば、鋼板組織がァシキユラ一フェライト 主体の組織となり、母材の強度および靭性に優れた高張力鋼を製造できることを見 出した。さらに、母材の強度と靭性をより高めるには、オーステナイトの低温域で、 未再結晶域 (non recrystallization zone)を开$成する効果力大きレ、 N bを 効禾 lj 用することが重要であることを見出した。そして、 これらの技術を適正に組み合わ せることによって初めて本発明を完成するに至った。
本発明の基本的な技術思想について説明する。
本発明の第 1の特徵は、 溶接熱影響部（welded heat affected zone)の靭性を向 上するために、硫化物（sulfide)の形態制御（shape control)を目的として添加して いる C aの化合物 （C a S ) の晶出（crystallization)を有効利用するところにあ る。 この C a Sは、 酸化物に比べて低温で晶出するため、 均一に微細分散 (fine d ispersion)することができる。 そして、 C a Sの添加量おょぴ添加時の溶鋼 (mol ten steel)中の溶存酸素量（dissolved oxygen amount)を適性範囲に制御すること によって、 C a S晶出後でも固溶 Sが確保されるので、 C a Sの表面上に M n S力 S 析出して複合硫化物（complex sulfide)を形成する。 この M n Sには、 フェライト 核生成能（potential for ferrite nucleus)があることが知られており、 さらに、 析出した M n Sの周囲には、 M nの希薄帯 (Mn depleted zone)が形成されるので、 フェライト変態（ferrite transformation)がより促進される。この M n希薄帯の効 果は、鋼中の M n添加量を増加させることにより、 より効果的に発現するようにな る。 しかも、 析出した M n S上には、 T i N， B N， A 1 N等のフェライト生成核 も析出するので、 よりいつそうフェライト変態が促進される。 また M n添加量を増加することにより、溶接熱影響部において脆化組織である島 状マルテンサイトを極力生成させずに、 母材強度を効果的にあげることができる。 これは、 M n添加量の増加により、溶接後の冷却中に生成する島状マルテンサイト がセメンタイトに分解しやすくなり、熱影響部組織中の島状マルテンサイトが低減 するためである。 これらの効果の結果、 N iの添加を必須とすることなく溶接熱影 響部の靭性を確保することができる。
上記技術によって、高温でも溶解しないフヱライト変態生成核を微細に分散させ ることが可能となり、溶接熱影響部の組織を微細化するとともに、島状マルテンサ イト（island martensite, M- A constituent)の生成を極力抑えることで、卨レ、靭性を 得ることができる。 また、 多層溶接 (腿 ltilayer welding)時の熱サイクル (heat c ycle)により 2相域に再加熱 (reheating)される領域においても、最初の溶接熱影響 部の組織が微細化されるので、未変態の領域の靭性が向上し、 さらに、再変態する オーステナイト粒も微細化するので、靭性の低下の度合いを小さく抑えることがで きる。
本発明の第 2の特徴は、鋼材圧延後の冷却を、前段冷却と後段冷却の 2段喈に分 け、後段冷却より前段冷却の冷却速度を大きく制御するところにある。 この点につ いて、 実験結果を基に説明する。
C ： 0 . 0 8 m a s s %、 S i ： 0 . 2 m a s s %、 M n ： 1 . 8 m a s s %を 基本成分とする鋼スラブを、 1 1 5 0でに加熱後、 9 5 0 以上の累積圧下率を 4 0 %、 9 5 0 ¾未満での累積圧下率を 5 0 %、圧延終了温度を 8 5 0でとする熱間 圧延後、圧延終了温度から 5 0 0 °Cまでを冷却速度（cooling rate) 5〜4 δ ^/ ε ec、 より好ましくは 5 2 0で Z s ecで冷却する前段冷却と、 さらに、 3 5 0 °C までを冷却速度 3 °C/ s ecで冷却する後段冷却を施し、 その後、 空冷して板厚 1 0〜5 O mmの厚鋼板とした。 この厚鋼板について、引張強度特性おょぴ一 4 0 °C における靭性特性 （シャルビー衝撃吸収エネルギー） を測定した。
図 1は、上記測定結果について、母材強度および朝性に及ぼす前段の冷却速度の 影響を示したものであり、圧延終了温度から 5 0 0 °Cまでの前段冷却の冷却速度を 5〜45 °C/ s ecの範囲に制御することによって、 降伏応力が 46 OMP a以上 の高強度で、 v E- 40°Cが 200 J以上である強度ー靭性バランス（balance)に優 れた鋼板が得られることがわかる。
さらに、 上記冷却速度で冷却した鋼板は、 ァシキユラーフヱライト（acicularfe rrite)主体の組織となることもわかった。 一般に、 高強度鋼を得ようとした場合、 島状マルテンサイトなどをラス（lath)間に含む比較的粗大な上部べィナイト組織 となると、靭性が大きく低下する。そこで、高強度と高靭性を両立させるためには、 圧延条件の工夫などにより微細なァシキユラーフヱライト組織とすることが必要 となる。 し力 し、発明者らは、圧延後の冷却を前段冷却とそれよりも冷却速度が遅 い後段冷却とに分け、それぞれの冷却速度を適正に制御することによって、ァシキ ユラ一フェライト主体の組織とし、優れた強度一靭性バランスを有する鋼板を得る ことができることを見出した。 これは、前段の冷却速度を速くすることで、変態核 生成密度 (nucleation density)を高め、変態後の組織を粗大べィナイト組織でなく 緻密なァシキユラ一フェライト組織にすることができるからである。 さらに、後段 の冷却速度については、前段の冷却速度より速過ぎると、島状マルテンサイトを生 成し、母材の靭性を劣化させること、 一方、 後段の冷却速度を遅くし過ぎると、 母 材の強度が低下してしまうことから、適正な範囲に制御する必要があることも見出 した。
本発明は、 上記知見に基づき完成したものである。 次に、 本発明に係る高張力銅が有すべき成分組成について説明する。
C : 0. 03〜0. 1 0ma s s%
Cは、鋼の強度に最も大きく影響する元素であり、構造用鋼として必要な強度（Y S≥46 OMP a) を確保するためには 0. 03 m a s s%以上含有させる必要が ある。 し力 し、 逆に、 多過ぎると、母材靭性の低下や溶接時の低温割れを引き起こ すので、 上限を 0. 1 0ma s s%とする。
S i ： 0. 30 m a s s %以下 S iは、 脱酸材として、 また、 鋼を高強度化するために添加される成分である。 その効果を得るためには、 0.0 lma s s %以上添加するのが好ましい。しかし、 0. 3 Oma s s %を超えると、母材および溶接部の靭性を低下させるため 0. 3 Oma s s %以下とする必要がある。 好ましくは、 0. 01〜0. 20ma s s% の範囲である。
Mn ： 1 - 60〜2. 30ma s s%
Mnは、母材の強度を確保するために有効な元素であるが、本発明では、溶接熱 影響部の組織微細化を促進するとともに、脆化組織形成を極力抑制して、溶接熱影 響部の靭性 （CTOD特性） を改善するために添加する重要な元素である。 この効 果を得るためには、 1. 6 Oma s s %以上添加する必要がある。 一方、 2. 30 ma s s%を超えると、母材や溶接部の靭性を著しく低下させるため、 2. 30m a s s %以下とする。 好ましくは、 1. 65〜2. 15 m a s s %の範囲である。 P ： 0. 015ma s s %以下
Pは、 不可避的に混入する不純物であり、 0. 015ma s s%を超えると、 母 材ゃ溶接部の靭性を低下させるため、 0. 015m a s s %以下に制限する。好ま しくは、 0. 01 Oma s s %以下である。
S ： 0. 005ma s s %以下
Sは、不可避的に混入する不純物であり、 0. 005ma s s%を超えて含有す ると、母材および溶接部の靱性を低下させるため、 0. 005ma s s%以下とす る。 好ましくは、 0. 0035ma s s %以下である。
A 1 ： 0. 005〜0. 06ma s s%
A 1は、 溶鋼を脱酸 （deoxidation) するために添加される元素であり、 0. 0 05ma s s%以上含有させる必要がある。一方、 0. 06ma s s %を超えて添 加すると、母材の靭性を低下させるとともに、溶接による希釈によって溶接金属部 に混入し、靭性を低下させるため、 0.06ma s s %以下に制限する必要がある。 好ましくは、 0. 010〜0. 055ma s s %である。
Nb ： 0. 004~0. 05 m a s s % Nbは、 オーステナイトの低温度域で、 未再結晶域（non- recrystallzation zon e)を形成するので、その温度域で圧延を施すことにより、母材の組織の微細化およ び、高靭性化を図ることができる。 また、圧延し冷却後に焼戻処理を施すことによ り、 析出強化（precipitation strengthening)を図ることもできる。 したがって、 Nbは、鋼の強化を図る観点からは重要な添加元素である。上記効果を得るために は、 Nbを 0. 004ma s s %以上添加する必要がある。 し力 し、 0. 05ma s s%を超えて過剰に添加した場合には、溶接部の靭性を劣化させるので、上限は 0. 05ma s s %とする。
T i ： 0. 005〜0. 02ma s s%
T iは、溶鋼が凝固する際に T i Nとなって析出し、溶接部におけるオーステナ ィトの粗大化を抑制し、 また、 フェライトの変態核となるため、溶接部の高靭性化 に寄与する。 その効果を得るためには、 0. 005ma s s %以上添加する必要が ある。 し力 し、 0. 005ma s s %未満の添加ではその効果が小さく、一方、 0. 02ma s s%を超えて添加すると、 T i N粒子が粗大化し、母材や溶接部の靱性 改善効果が得られなくなる。 よって、 T iの添加量は 0· 005~0. 02ma s s%の範囲とする。
N： 0. 001〜0. 005ma s s%
Nは、溶接部の組織の粗大化を抑制する T i Nを形成させるために必要な元素で あり、 0. O O lma s s %以上添加する。 一方、 0. 005ma s s %を超えて 添加すると、 固溶 Nが母材や溶接部の靭性を著しく低下させることから上限を 0 · 005ma s s%とする。 なお、 組織の粗大化を抑制するピンユング (pinning)に 十分な量の T i N形成させるためには、 0. 003〜0. 005ma s s%の範囲 が好ましい。
Ca : 0. 0005〜0. 003n^a s s%
Caは、 Sを固定することによって靭性を向上する元素である。 この効果を発現 させるためには、少なくとも 0.0005ma s s %の添加が必要である。しかし、 0. 003ma s s %を超えて含有しても、その効果が飽和するので、 C aは、 0.
0005〜0. 003ma s s %の範囲で添加する。
0< (C a - (0. 18 + 130XCa) XO) /\. 25/S< 1
高温でも溶解しないフェライト変態生成核 C a Sを微細分散させるためには、 C a, Sおよび Oは、 下記 （1) 式；
0< (C a - (0. 18 + 130 XC a) XO) Zl. 25/S< 1 · · · (1) ここで、 Ca， S， O ：各元素の含有量 （ma s s %)
の関係を満たして含有する必要がある。 上記式中の、 （Ca_ (0. 18 + 130 XC a) XO) Z (1. 25/S) は、 硫化物の形態制御に有効な C aと Sの原子 濃度の比を示す値であり、 この値かち、硫化物の形態を推定することができる （持 田他、 「鉄と鋼」 、 日本鉄鋼協会、 第 66年 （1980) 、 第 3号、 P. 354〜 362) 。
すなわち、 （ （Ca— (0. 18 + 130 X C a ) XO) /1. 25/S) の値 が 0以下の場合には、 C a Sが晶出しない。 そのため、 Sは、 MnS単独の形態で 析出するので、本発明の主眼である溶接熱影響部でのフェライト生成核の微細分散 を実現することができない。 また、 単独で析出した MnSは、銅板圧延時に伸長さ れて、 母材の靭性低下を引き起こす。
一方、 （ （Ca _ (0. 18 +13 OXCa) XO) /1. 25/S) の値が 1 以上の場合には、 Sが完全に C aによって固定され、 フェライ ト生成核として働く ]^11 3がじ3 S上に析出しなくなるため、複合硫化物が、 フェライト生成核として 十分に機能することができなくなる。
これに对して、 Ca， S， Oが、 上記 （1) 式を満たしている場合には、 Ca S 上に Mn Sが析出して複合硫化物を形成し、フェライト生成核として有効に機能す ることができる。 なお、 （ （Ca— (0. 18+ 130 XC a) XO) /1. 25 /S) の値は、 好ましくは 0. 2〜0. 8の範囲である。 本発明の高張力鋼は、上記必須成分に加えてさらに、強度および靭性を高めるた めに、 B， V, Cu, N i， C rおよび Moのうちから選ばれる 1種または 2種以 上を含有することができ 。
B : 0. 0003〜0. 0025ma s s%
Bは、オーステナイト粒界に偏析し、粒界から起こるフェライト変態を抑制して べィナイト組織の分率を高めることにより、鋼を高強度化する効果がある。その効 果は、 0. 0003ma s s %以上の添加で得られる。 し力 し、 0. 0025m a s s%を超えて添加すると、逆に靭性が低下する。 Bのより好ましい範囲は 0. 0 005〜0. 002ma s s%である。
V： 0. 2ma s s %以下
Vは、母材の強度 '靭性の向上に有効な元素であり、 また、 VNとして析出して フヱライト生成核としても働く元素でもある。 その効果を得るためには、 0. 01 ma s s %以上添加するのが好ましい。 し力 し、添カ卩量が 0. 2m a s s %を超え ると、却って靭性の低下を招くので 0. 2ma s s %以下を添加するのが好ましレ、。 より好ましくは、 0. 15ma s s%以下である。
C u · 1 m a s s %以 r
Cuは、 鋼の強度向上効果を有する元素である。 その効果を得るためには、 0. 05ma s s %以上添加するのが好ましい。 しかし、 1 m a s s%を超えると、熱 間脆性を引き起こして鋼板の表面性状を劣化させるため、 lma s s%以下の範囲 で添加するのが好ましい。 より好ましくは、 0. 8ma s s%以下である。
N i ： 2ma s s %以下
N iは、鋼の強度向上および溶接熱影響部の C TOD特性の向上に有効な元素で ある。 その効果を得るためには、 0. 05 ma s s%以上添加するのが好ましい。 し力 し、 N iは、 高価な元素であるため、 上限を 2. Oma s s%とするのが好ま しレ、。本願のように Mnを 1. 6%以上添加する場合には、 コスト低減の観点から Niは、 0. 3%未満とすることがさらに好ましい。
C r ： 0. 7ma s s %以下 C rは、 母材を高強度化するのに有効な元素である。 その効果を得るためには、 0. 05ma s s %以上添加するのが好ましい。 し力 し、 多量に添加すると、 逆に 靱性に悪影響を与えるので、 上限を 0. 7ma s s %とするのが好ましレ、。 より好 ましくは、 0. 5ma s s%以下である。
Mo ： 0. 7ma s s %以下
Moは、 C rと.同様、母材を高強度化するのに有効な元素である。 その効果を得 るためには、 0. 05ma s s %以上添加するのが好ましい。 し力 し、 多量に添加 すると、 逆に靭性に慈影響を与えるので、 上限を 0. 7ma s s%とするのが好ま しい。 より好ましくは、 0. 5ma s s %以下である。 次に本発明の高張力鋼の組織について説明する。
本発^の高張力鋼の組織は、 ァシキユラ一フェライ ト主体の組織とし、 その好 ましい面積率は、 60%以上、 さらに好ましくは、 70%以上である。 ァシキュ ラーフェライトの面積率が、 60%未満で粗大な上部べィナイ ト組織が増えると 靭性が低下する。 なお、 面積率の上限は、 特に制限は無い。 なお、 本発明の高張 力鋼のァシキユラ一フェライト組織とは、 細かい針状あるいはラス状の形態を有 する、 結晶粒内の転位密度が高い、 べィニティックフェライト（bainetic ferrite) のことであり、 ポリゴナルフヱライ ト polygonal ferrite) や粗大な上部べィナイ ト組織 (coarse upper bainite) とは、 異なるものである。 次に、 本発明の高張力鋼の製造方法について説明する。
本発明の高張力鋼は、上述した本発明に適合する成分組成に調整した溶鋼を、転 炉、 電気炉、 真空溶解炉等を用いた通常の方法で溶製し、 次いで、 連続铸造または 造塊一分塊圧延などの通常の工程を経てスラブ等の鋼素材としたのち、この鋼素材 を熱間圧延して厚肉高張力鋼を製造するのが好ましい。 この際、熱間圧延に先立つ て行う鋼素材の加熱温度は 1050〜1200°Cの範囲とする必要がある。加熱温 度が 1050°C以上とする理由は、鋼素材中に存在する铸造欠陥を、熱間圧延によ つて確実に圧着させるためである。しかし、 1 200°Cを超える温度に加熱すると、 凝固時に析出した T i Nが粗大化し、母材や溶接部の靭性が低下するため、加熱温 度は 1 200°C以下に規制する必要がある。
上記温度に加熱した鋼素材は、その後、 9 5 以上の温度域における累積圧下 率を 30%以上とし、 9 50°C未満の温度域における累積圧下率を 30〜70%と する熱間圧延を施し、所定の板厚を有する高張力鋼とする。 9 50°C以上の温度域 で累積圧下率が 30%以上の熱間庄延を施す理由は、この温度域での累積圧下率を 30 %以上とすることにより、オーステナイト粒が再結晶して組織を微細化できる 1 累積圧下率が 30%未満では、加熱時に生成した異常粗大粒が残存して、母材 の靱性に悪影響を及ぼすためである。
また、 95 未満の温度域における累積圧下率（cumulative draft)を 30〜7 0%とする熱間圧延を施す理由は、この温度域で圧延されたオーステナイ ト粒は十 分に再結晶しないため、 圧延後のオーステナイト粒は、扁平に変形したままで、 内 部に変形帯 （deformation band) などの欠陥を多量に含む内部歪（internal strai n)の高いものとなる。 そして、 この蓄積された内部エネルギーが、 その後のフェラ ィト変態の駆動力として働き、フェライト変態を促進する。しかし、圧下率が 30% 未満では、上記の蓄積される内部エネルギーが十分ではないため、 フェライト変態 が起こりにくく、 母材靭性が劣化する。 一方、 圧下率が 70%を超えると、 逆にポ リゴナルフェライトの生成が促進されて、ァシキユラ一フェライトの生成が抑制さ れ、 高強度と高靭性とが両立しなくなる。
続く熱間圧延終了後の冷却は、前段冷却と後段冷却に分け、前者の冷却速度を後 者のそれよりも相対的に大きくする、 すなわち、 前段冷却では、熱間圧延終了温度 から 600〜 450°C間の冷却停止温度まで、好ましくは熱間圧延終了温度から 5 80~480°C間の冷却停止温度までを、 5〜4 5°CZsec、 好ましくは 5~ 2 0°C/sec、 さらに好ましくは 6〜1 6°CZsecの冷却速度で 却し、 その後の 後段冷却では、前段冷却の停止温度から 450°C以下の後段冷却停 温度まで、好 ましくは前段冷却の停止温度から 400〜250°C間の冷却停止温度までを、 It / s ec以上 5 °C/ s ec未満、 より好ましくは 2〜 4 . 5。じ/ s ecの冷却速度で冷 却する必要がある。
前段冷却における停止温度が上記温度域よりも高い場合には、強度の増加がほと んどなく、逆に、 上記温度域よりも低い場合には靭性が劣化する。 また、 前段冷却 速度が上記範囲の下限未満では、ポリゴナルフェライト主体の組織となって強度の 向上が得られず、逆に上記範囲の上限を超えると靭性が低下する。 さらに、 後段冷 却における冷却停止温度が上記温度域の上限よりも高い場合には、強度の上昇が不 十分となる。 また、 後段冷却速度が上記範囲の下限未満では、 母材強度が不足し、 逆に上記範囲の上限を超えると、母材の靭性が低下する。また、後段の冷却速度が、 前段の冷却速度より速過ぎると、島状マルテンサイトを生成し、母材の靭性を劣化 させてしまう。
なお、 本発明では、 残留する内部応力を低減する目的で、 上記冷却後の鋼材に、 4 5 0〜& 5 0 °Cの温度範囲で焼戻処理 (tempering)を施してもよい。焼戻処理温度 が 4 5 0 °C未満では、 残留応力 （residual stress) の除去効果が小さく、 一方、 6 5 0 °Cを超えて高くなると、各種炭窒化物（carbonitride)が析出して析出強化を 起こし、 靭性が低下するため好ましくない。
以上説明したように、本発明の高張力鋼の製造方法においては、熱間圧延におけ る圧延温度に応じた適正な圧下率制御と、圧延終了後の 2段冷却条件の適正な制御 が重要であり、とくに前段冷却の冷却速度を後段冷却のそれより大きくすることに より、母材がァシキユラ一フェライト主体の組織となり、強度ー靭性バランスに優 れた鋼材を得ることができる。
また、 本発明において、化学成分のうち Nを 0 . 0 0 3 0 %超、 前段冷却の冷却 速度を 2 0超〜 4 5 °CZ s ec、前段冷却の停止温度を 4 5 0以上 5 0 0で未満とす ることにより、母材の降伏応力が 5 5 O M P a以上の高強度を有すると共に靭性に も優れ、 し力も、溶接後の熱影響部の靭性 （C T O D特性） にも優れる高強度鋼を 安価に製造することができる。 実施例
表 1 _ 1および表 1一 2に示した成分組成を有する No. 1~31の鋼スラブを 素材とし、表 2 _ 1および表 2— 2に示した条件で熱間圧延と前段冷却および後段 冷却を施し、 厚さが 25〜8 Ommの厚鋼板を製造した。 なお、 表 2— 1および表 2-2に記載された温度は、放射温度計により測定した鋼板表層温度から計算して 求めた板厚 1/4部の温度である。かくして得られた厚鋼板からサンプルを採取し、 引張試験およびシャルピー衝撃試験に供した。 引張試験は、厚鋼板の板厚 1Z4部 から、試騄片の長手軸の方向が圧延方向と平行になるように J I S 4号引張試験片 を採取し、 降伏応力 （YS) 、 引張強さ （TS) を測定した。 また、 シャルピー衝 撃試験は、各厚鋼板の板厚 1Z4部から、圧延幅方向に J I S 4号衝撃試験片を採 取し、 一 40 の温度における吸収エネルギー （vE— 40°C) を測定した。 そし て、 YS≥460MP a、 TS≥ 57 OMP aおよび vE— 40°C≥ 200 Jの全 てを満たすものを母材特性が良好と評価した。
さらに、原則として、母材特性である YS， TSおよび V E— 4 の全てが上 記基準を満たす厚鋼板から採取した試験板にレ開先（single bevel groove) (開先 角度 （bevel angle) 30° ) を加工し、 入熱量が 25 k jZcmの炭酸ガスァー ク溶接 (C02 arc welding)を行って溶接継手を作製し、 この溶接継手から、 レ開先 のストレートボンド部にノツチを施した CTOD試験片を採取し、一 1 の温度 で C TO D試験を行った。 なお、 C TO D試験片の作製おょぴ試験条件は、 英国規 格 BS 7448に準拠して行った。 また、切欠位置をボンド部とする J I S4号衝 撃試験片を採取し、 _40°Cの温度でシャルピー衝撃試験を行い、吸収エネルギー (vE-40 ） を測定した。
上記の試験結果を表 2— 1および表 2— 2に併記して示した。これらの結果から、 本発明例の鋼板は、 母材の降伏応力 （YS) が 46 OMP a i¾上でかつシャルピー 吸収エネルギー （ V E— 40 °C) が 200 J以上を有しており、 母材の強度、 靭性 が共に優れていること、 さらに、 炭酸ガスアーク溶接継手ボンド部についても、 V E— 40°Cが 200 J以上で、 〇丁00値が0. 10 mm以上であり、溶接熱影響 部の靭性にも優れていることがわかる。 これに対して、本発明の範囲を外れる比較 例の鋼では、 上記いずれか 1つ以上の特性が劣る鋼板しか得られていない。
また、 本発明例の鋼板で、 Nが、 0. 003 Omass%超えの鋼板 No. 1 1— 1 7では、 TiNのピンエングの効果により、 溶接部の CT0Dが全て 0. 45以上と優 れている。
さらに、 本発明例の鋼板で、 N力 0. 0030mass%超えで、 熱間圧延後の前 段冷却の冷却速度を 2 O'C/sec超え、 45 X/sec以下および前段冷却の停止温度 を 450 以上 500°C未満とする条件で製造した鋼板 No. 1 5および 16は、 いずれも、 母材の降伏応力が 55 OMPa以上の高強度を有している。 産業上の利用可能性
本発明の高張力鋼は、 船舶や海洋構造物、 ラインパイプ、 圧力容器だけでなく、 建築 ·土木等の分野において溶接して組み立てられる鋼構造物にも好適に用いるこ とができる。
化 学 成 分 (ma s s %)
00
Figure imgf000020_0001
* 1 ： Ceq= C +Mn/6+ (Cr +Mo+ V) /5+ (Cu+Ni) /15 * 2： ACR = = (Ca— (0.18+130 X Ca) X O) /1.25/ S なお * 1および * 2の各式において、 元素記号は各元素の含有量 （ma s s%) である。
表 1一 2
CO
Figure imgf000021_0001
* 1： Cea=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15 * 2： A C R = (Ca - (0.18 + 130 X Ca) X O) /1.25/ S なお * 1および * 2の各式において、 元素記号は各元素の含有量 (ma s s %) である。
表 2— 1
Figure imgf000022_0001
表 2— 2
Figure imgf000023_0001

Claims

請求の範囲
1. C ： 0. 03〜0. 10ma s s%、 S i : 0. 30 m a s s %以下、 Mn ： 1. 60〜2. 30 m a s s %, P ： 0. 015 m a s s %以下、
S ： 0. 005ma s s %以下、 A l : 0. 005〜0. 06ma s s%、 Nb ： 0. 004〜0. 05ma s s%、 T i : 0. 005〜0. 02ma s s%、 N： 0. 001〜0. 005ma s s%、 C a : 0. 0005~0. 003m a s s%を含有し、
かつ、 Ca， Sおよび Oが下記 （1) 式を満たして含有し、 残部が F eおよび不可 避的不純物からなる成分組成を有する高張力鋼。
記
0 < (C a - (0. 18 + 130 XCa) XO) / . 25 / S < 1 · · · (1) ここで、 Ca， Sおよび Oは、 各元素の含有量 （ma s s %)
2. 上記成分組成に加えてさらに、 B : 0. 0003〜0. 0025ma s s%、 V： 0. 2 m a s s %以下、 C u ： 1 m a s s %以下、 N i ： 2 m a s s %以下、 C r : 0. 7ma s s%以下および Mo : 0. 7 m a s s%以下の中から選ばれる 1種または 2種以上を含有する請求項 1に記載の高張力鋼。
3. C ： 0. 03〜0. 10ma s s%、 S i : 0. 3 Oma s s %以下、 Mn ： 1. 60〜 2. 30ma s s%、 P : 0. 015 m a s s %以下、
S ： 0. 005ma s s %以下、 A l : 0. 005〜0. 06ma s s%、 Nb ： 0. 004~0. 05 m a s s % T i ： 0. 005〜0. 02ma s s%、 N： 0. 001 ~0. 005ma s s%、 C a ： 0. 0005〜0. 003ma s s%を含有し、
かつ、 Ca， Sおよび Oが下記 （1) 式を満たして含有し、 残部が F eおよび不可 避的不純物からなる成分組成を有する鋼スラブを 1050〜1 200°Cに加熱後、 9 50°C以上の温度域における累積圧下率が 30%以上、 9 50°C未満の温度域に おける累積圧下率が 30〜 70%となる熱間圧延を施し、その後、熱間圧延終了温 度から 600〜4 50°C間の冷却停止温度までを 5〜45 °CZ s ecで冷却する前 段冷却と、上記前段冷却停止温度から 450 以下の冷却停止温度までを 1で Zs ec以上 5°CZ s ec未満で冷却する後段冷却を施す高張力鋼の製造方法。
記 .
0 < (C a - (0. 1 8 + 1 30 XC a) O) /1. 25/S < 1 · · · (1) ここで、 C a, Sおよび Oは、 各元素の含有量 （ma s s %)
4. 上記成分組成に加えてさらに、 B ： 0. 0003〜 0. 00 2 5 m a s s %、 V ： 0. 2ma s s %以下、 C u ： 1 m a s s %以下、 N i : 2 m a s s %以下、 C r : 0. 7ma s s%以下および Mo : 0. 7ma s s %以下、 の中から選ばれ る 1種または 2種以上を含有する請求項 3に記載の高張力鋼の製造方法。
5. 後段冷却後の銅に、 450〜6 5 の焼戻処理を施す請求項 3または 4に記 載の高張力鋼の製造方法。
6. 請求項 3〜 5の任意の請求項において、 前記前段冷却を 5〜20°C/secで 冷却する高張力鋼の製造方法。
PCT/JP2009/056906 2008-03-31 2009-03-27 高張力鋼およびその製造方法 WO2009123292A1 (ja)

Priority Applications (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020137005580A KR20130035277A (ko) 2008-03-31 2009-03-27 고장력강 및 그 제조 방법
CN2009801118830A CN102124133A (zh) 2008-03-31 2009-03-27 高强度钢及其制造方法
EP09726619.1A EP2272994B1 (en) 2008-03-31 2009-03-27 High-tensile strength steel and manufacturing method thereof
KR1020157021337A KR20150094793A (ko) 2008-03-31 2009-03-27 고장력강 및 그 제조 방법

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2008089648 2008-03-31
JP2008-089648 2008-03-31

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2009123292A1 true WO2009123292A1 (ja) 2009-10-08

Family

ID=41135659

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2009/056906 WO2009123292A1 (ja) 2008-03-31 2009-03-27 高張力鋼およびその製造方法

Country Status (5)

Country Link
EP (1) EP2272994B1 (ja)
JP (1) JP5439887B2 (ja)
KR (3) KR20130035277A (ja)
CN (2) CN105821313A (ja)
WO (1) WO2009123292A1 (ja)

Cited By (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2012172242A (ja) * 2011-02-24 2012-09-10 Jfe Steel Corp 靭性に優れる高張力鋼板とその製造方法
JP2012172243A (ja) * 2011-02-24 2012-09-10 Jfe Steel Corp 靭性に優れる高張力鋼板とその製造方法
JP2012184500A (ja) * 2011-02-15 2012-09-27 Jfe Steel Corp 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
WO2013099177A1 (ja) * 2011-12-27 2013-07-04 Ｊｆｅスチール株式会社 脆性き裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法
WO2013147197A1 (ja) * 2012-03-30 2013-10-03 新日鐵住金株式会社 耐水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼管及びこれに用いる高強度ラインパイプ用鋼板、並びにこれらの製造方法
WO2015151521A1 (ja) * 2014-03-31 2015-10-08 Ｊｆｅスチール株式会社 溶接継手

Families Citing this family (22)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2012133872A1 (ja) * 2011-03-28 2012-10-04 Ｊｆｅスチール株式会社 板厚方向の耐疲労特性に優れた厚鋼板およびその製造方法、その厚鋼板を用いた隅肉溶接継手
JP5906868B2 (ja) * 2011-03-28 2016-04-20 Ｊｆｅスチール株式会社 板厚方向の耐疲労特性に優れた厚鋼板およびその製造方法
JP5883257B2 (ja) * 2011-09-13 2016-03-09 株式会社神戸製鋼所 母材および溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材、およびその製造方法
KR101608239B1 (ko) * 2011-12-14 2016-04-01 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 대입열 용접용 강재
JP5867381B2 (ja) * 2011-12-22 2016-02-24 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板内の材質均一性に優れた大入熱溶接用高強度鋼板及びその製造方法
JP5910219B2 (ja) * 2012-03-23 2016-04-27 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板内の材質均一性に優れた大入熱溶接用高強度鋼板及びその製造方法
JP5833964B2 (ja) * 2012-03-29 2015-12-16 株式会社神戸製鋼所 曲げ加工性、衝撃特性および引張特性に優れた鋼板およびその製造方法
JP5958428B2 (ja) * 2012-07-30 2016-08-02 Ｊｆｅスチール株式会社 大入熱溶接用鋼板の製造方法
EP2894235B1 (en) 2012-09-06 2019-01-09 JFE Steel Corporation Thick-walled, high tensile strength steel with excellent ctod characteristics of the weld heat-affected zone, and manufacturing method thereof
JP5732017B2 (ja) * 2012-10-03 2015-06-10 株式会社神戸製鋼所 歪時効前後の靭性変化が少ない厚鋼板
KR101435319B1 (ko) * 2013-02-27 2014-08-29 현대제철 주식회사 강판 제조 방법
CN105008574B (zh) * 2013-03-12 2018-05-18 杰富意钢铁株式会社 多层焊接接头ctod特性优良的厚钢板及其制造方法
US20160312327A1 (en) * 2013-12-12 2016-10-27 Jfe Steel Corporation Steel plate and method for manufacturing same (as amended)
US10316385B2 (en) 2014-03-31 2019-06-11 Jfe Steel Corporation High-tensile-strength steel plate and process for producing same
KR101971772B1 (ko) * 2014-07-15 2019-04-23 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 대입열 용접용 강판의 제조 방법
JP5733484B1 (ja) * 2014-09-05 2015-06-10 Ｊｆｅスチール株式会社 多層溶接継手ｃｔｏｄ特性に優れた厚鋼板およびその製造方法
KR101676143B1 (ko) * 2014-12-25 2016-11-15 주식회사 포스코 저온충격인성이 우수한 저항복비형 고강도 강재 및 그 제조방법
CN106048412B (zh) * 2016-06-29 2018-04-27 宝山钢铁股份有限公司 一种相变强化冷加工高强度钢、钢管及钢管的制造方法
JP6819831B2 (ja) * 2019-01-31 2021-01-27 Ｊｆｅスチール株式会社 突起付きｈ形鋼およびその製造方法
KR102602081B1 (ko) * 2019-01-31 2023-11-13 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 돌기가 있는 h형강 및 그의 제조 방법
KR20210105418A (ko) * 2019-03-19 2021-08-26 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고망간강 주편의 제조 방법, 고망간강 강편 및 고망간강 강판의 제조 방법
KR102357082B1 (ko) * 2019-12-20 2022-02-03 주식회사 포스코 용접 열영향부 인성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법

Citations (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5877529A (ja) * 1981-10-31 1983-05-10 Nippon Steel Corp 厚肉高張力鋼の製造法
JPS60184663A (ja) 1984-02-29 1985-09-20 Kawasaki Steel Corp 大入熱溶接用低温用高張力鋼
JPS63210235A (ja) * 1987-02-27 1988-08-31 Nippon Steel Corp 溶接熱影響部の低温靭性が優れた鋼の製造法
JPH0353367B2 (ja) 1984-01-20 1991-08-14 Kawasaki Steel Co
JPH05186823A (ja) 1991-11-13 1993-07-27 Kawasaki Steel Corp 高靱性Ｃｕ含有高張力鋼の製造方法
JP2002212670A (ja) * 2000-05-09 2002-07-31 Nippon Steel Corp 溶接熱影響部のＣＴＯＤ特性に優れた４６０ＭＰａ以上の降伏強度を有する厚鋼板
JP2002235114A (ja) * 2001-02-05 2002-08-23 Kawasaki Steel Corp 大入熱溶接部靱性に優れた厚肉高張力鋼の製造方法
JP2002317242A (ja) * 2001-04-19 2002-10-31 Nkk Corp 溶接熱影響部靭性の優れた低温用溶接構造用高張力鋼
JP2007231312A (ja) 2006-02-28 2007-09-13 Jfe Steel Kk 高張力鋼およびその製造方法
JP2007277681A (ja) * 2006-04-11 2007-10-25 Nippon Steel Corp 優れた溶接熱影響部靭性を有する高強度鋼板の製造方法

Family Cites Families (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS601929B2 (ja) * 1980-10-30 1985-01-18 新日本製鐵株式会社 強靭鋼の製造法
JP3869747B2 (ja) * 2002-04-09 2007-01-17 新日本製鐵株式会社 変形性能に優れた高強度鋼板、高強度鋼管および製造方法
KR100622888B1 (ko) * 2002-09-04 2006-09-14 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 대입열용접용 강재 및 그 제조방법
JP4997805B2 (ja) * 2005-03-31 2012-08-08 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度厚鋼板およびその製造方法、ならびに高強度鋼管
CN100513611C (zh) * 2005-03-31 2009-07-15 杰富意钢铁株式会社 高强度厚钢板及其制造方法、以及高强度钢管
WO2007023805A1 (ja) * 2005-08-22 2007-03-01 Sumitomo Metal Industries, Ltd. ラインパイプ用継目無鋼管とその製造方法

Patent Citations (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5877529A (ja) * 1981-10-31 1983-05-10 Nippon Steel Corp 厚肉高張力鋼の製造法
JPH0353367B2 (ja) 1984-01-20 1991-08-14 Kawasaki Steel Co
JPS60184663A (ja) 1984-02-29 1985-09-20 Kawasaki Steel Corp 大入熱溶接用低温用高張力鋼
JPS63210235A (ja) * 1987-02-27 1988-08-31 Nippon Steel Corp 溶接熱影響部の低温靭性が優れた鋼の製造法
JPH05186823A (ja) 1991-11-13 1993-07-27 Kawasaki Steel Corp 高靱性Ｃｕ含有高張力鋼の製造方法
JP2002212670A (ja) * 2000-05-09 2002-07-31 Nippon Steel Corp 溶接熱影響部のＣＴＯＤ特性に優れた４６０ＭＰａ以上の降伏強度を有する厚鋼板
JP2002235114A (ja) * 2001-02-05 2002-08-23 Kawasaki Steel Corp 大入熱溶接部靱性に優れた厚肉高張力鋼の製造方法
JP2002317242A (ja) * 2001-04-19 2002-10-31 Nkk Corp 溶接熱影響部靭性の優れた低温用溶接構造用高張力鋼
JP2007231312A (ja) 2006-02-28 2007-09-13 Jfe Steel Kk 高張力鋼およびその製造方法
JP2007277681A (ja) * 2006-04-11 2007-10-25 Nippon Steel Corp 優れた溶接熱影響部靭性を有する高強度鋼板の製造方法

Non-Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
MOCHIDA ET AL.: "Tetsu to Hagane", vol. 66, 1980, THE IRON AND STEEL INSTITUTE OF JAPAN, pages: 354 - 362
See also references of EP2272994A4 *

Cited By (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN104105810A (zh) * 2011-02-15 2014-10-15 杰富意钢铁株式会社 焊接热影响部的低温韧性优良的高张力钢板及其制造方法
JP2012184500A (ja) * 2011-02-15 2012-09-27 Jfe Steel Corp 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
WO2013118313A1 (ja) * 2011-02-15 2013-08-15 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
US9790579B2 (en) 2011-02-15 2017-10-17 Jfe Steel Corporation High tensile strength steel plate having excellent weld heat-affected zone low-temperature toughness and method for producing same
JP2012172243A (ja) * 2011-02-24 2012-09-10 Jfe Steel Corp 靭性に優れる高張力鋼板とその製造方法
JP2012172242A (ja) * 2011-02-24 2012-09-10 Jfe Steel Corp 靭性に優れる高張力鋼板とその製造方法
WO2013099177A1 (ja) * 2011-12-27 2013-07-04 Ｊｆｅスチール株式会社 脆性き裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法
JPWO2013099177A1 (ja) * 2011-12-27 2015-04-30 Ｊｆｅスチール株式会社 脆性き裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法
WO2013147197A1 (ja) * 2012-03-30 2013-10-03 新日鐵住金株式会社 耐水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼管及びこれに用いる高強度ラインパイプ用鋼板、並びにこれらの製造方法
WO2015151521A1 (ja) * 2014-03-31 2015-10-08 Ｊｆｅスチール株式会社 溶接継手
JP5920542B2 (ja) * 2014-03-31 2016-05-18 Ｊｆｅスチール株式会社 溶接継手
CN106133165A (zh) * 2014-03-31 2016-11-16 杰富意钢铁株式会社 焊接接头
US10300564B2 (en) 2014-03-31 2019-05-28 Jfe Steel Corporation Weld joint

Also Published As

Publication number Publication date
CN105821313A (zh) 2016-08-03
JP5439887B2 (ja) 2014-03-12
KR20130035277A (ko) 2013-04-08
CN102124133A (zh) 2011-07-13
KR20150094793A (ko) 2015-08-19
KR20100116701A (ko) 2010-11-01
EP2272994A4 (en) 2014-01-08
JP2009263777A (ja) 2009-11-12
EP2272994B1 (en) 2014-11-12
EP2272994A1 (en) 2011-01-12

Similar Documents

Publication Publication Date Title
WO2009123292A1 (ja) 高張力鋼およびその製造方法
JP5177310B2 (ja) 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
JP5950045B2 (ja) 鋼板およびその製造方法
JP5846311B2 (ja) 溶接熱影響部ｃｔｏｄ特性に優れた厚肉高張力鋼およびその製造方法
JP4946092B2 (ja) 高張力鋼およびその製造方法
JP5679114B2 (ja) 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
EP2520680B1 (en) High strength steel sheet having excellent resistance to post weld heat treatment and method for manufacturing same
JP5418251B2 (ja) 耐ｈｉｃ性に優れた厚肉高張力熱延鋼板の製造方法
JP6245352B2 (ja) 高張力鋼板およびその製造方法
JP2011202214A (ja) 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
JP4507669B2 (ja) 溶接部靭性に優れた低温用低降伏比鋼材の製造方法
CN105899702A (zh) 焊接用钢材
JP5920542B2 (ja) 溶接継手
JP6299676B2 (ja) 高張力鋼板およびその製造方法
JP6226163B2 (ja) 溶接熱影響部の低温靭性に優れる高張力鋼板とその製造方法
JP4433844B2 (ja) 耐火性および溶接熱影響部の靭性に優れる高張力鋼の製造方法
JP2006241508A (ja) 溶接部の耐亜鉛めっき割れ性に優れたＨＴ４９０ＭＰａ級溶接構造用耐火鋼とその製造方法
JP5857693B2 (ja) 大入熱用鋼板およびその製造方法
JP3956634B2 (ja) 強靭性に優れた鋼板およびその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 200980111883.0

Country of ref document: CN

121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 09726619

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2009726619

Country of ref document: EP

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20107021621

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 3891/KOLNP/2010

Country of ref document: IN