WO2012060405A1 - 高強度鋼板及びその製造方法 - Google Patents

高強度鋼板及びその製造方法 Download PDF

Info

Publication number
WO2012060405A1
WO2012060405A1 PCT/JP2011/075286 JP2011075286W WO2012060405A1 WO 2012060405 A1 WO2012060405 A1 WO 2012060405A1 JP 2011075286 W JP2011075286 W JP 2011075286W WO 2012060405 A1 WO2012060405 A1 WO 2012060405A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
steel
strength
mpa
formula
Prior art date
Application number
PCT/JP2011/075286
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
熊谷　達也
道典 後藤
紀正 川端
Original Assignee
新日本製鐵株式会社
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 新日本製鐵株式会社 filed Critical 新日本製鐵株式会社
Priority to EP11838055.9A priority Critical patent/EP2612945B1/en
Priority to BR112013010765-0A priority patent/BR112013010765B1/pt
Priority to KR1020137011406A priority patent/KR101374422B1/ko
Priority to CN201180052498.0A priority patent/CN103189537B/zh
Priority to JP2012514004A priority patent/JP5037744B2/ja
Publication of WO2012060405A1 publication Critical patent/WO2012060405A1/ja

Links

Images

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
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • 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
    • 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
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium 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
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium 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
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium 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
    • C22C38/32—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
    • C22C38/42—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

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength thick steel plate having excellent weldability and a method for producing the same.
  • the present invention is used for structural members of construction machinery and industrial machinery, has a yield strength of 885 MPa or more, a tensile strength of 950 MPa or more and 1130 MPa or less, many of which have a thickness of 6 mm or more and 25 mm or less. It is related with a steel plate and its manufacturing method.
  • This application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2010-248032 filed in Japan on November 5, 2010, the contents of which are incorporated herein by reference.
  • Construction machines such as cranes and concrete pump cars tend to become larger and larger with the recent rise in buildings.
  • the need for weight reduction of structural members has been increasing, and the so-called 100 kilo steel class (for example, yield strength of 885 MPa or more, tensile strength of 950 MPa or more) Demand is also increasing.
  • 100 kilo steel class for example, yield strength of 885 MPa or more, tensile strength of 950 MPa or more
  • demand is also increasing.
  • high-strength steel since the amount of alloying elements to be added increases, generally preheating is performed in order to avoid weld cracks during welding construction.
  • a steel material that does not require preheating is required.
  • the yield strength is usually 885 MPa or more and there is no upper limit to the yield strength, but the tensile strength is in the range of 950 MPa or more and 1130 MPa or less, for example. There is.
  • the steel sheet is often bent, but if the tensile strength of the steel sheet exceeds the upper limit of the standard, the load required for bending increases. For this reason, processing may be restricted due to equipment capacity, and it is necessary not to increase the tensile strength of the steel sheet excessively.
  • Patent Document 1 and Patent Document 2 disclose high strength steel plates having a tensile strength of 950 MPa.
  • these steel plates are relatively thick steel plates used for penstock and the like. Therefore, in these steel plates, bending workability is not particularly taken into consideration, and a large amount of Ni is added as an essential element for securing toughness, which is not economical for construction machinery applications.
  • Patent Document 3 discloses a technique related to high-strength steel excellent in weldability and economy. In this technique, weldability is ensured by suppressing the weld crack sensitivity index Pcm to 0.29 or less.
  • the crack stop preheating temperature in the y-type weld cracking test is at least 100 ° C., and it is considered that weldability cannot be ensured by welding without preheating.
  • Patent Document 4 discloses a technique related to high-strength steel excellent in weldability and arrestability.
  • addition of Ni is essential for securing toughness, and it is not economical for construction machinery applications.
  • no cracks were generated even without preheating in the y-type weld cracking test.
  • the amount of diffusible hydrogen is 1.2 ml / 100 g. Therefore, in this case, it is expected that the load at the time of welding construction for managing the amount of diffusible hydrogen of the weld metal is increased.
  • Patent Document 5 discloses a technique related to high-tensile steel excellent in weldability and HIC resistance.
  • Ni addition for securing toughness and Mo addition of 0.6% or more are essential, and it is not economical for construction machinery applications.
  • cracks did not occur even without preheating in the y-type weld crack test, but under the conditions of this test, the amount of diffusible hydrogen was limited to 1.5 ml / 100 g. It is expected that the load at the time of welding for management will increase.
  • Patent Document 6 discloses a method for producing a steel sheet having a tensile strength of over 980 MPa with non-tempering.
  • this method in order to ensure a tensile strength of more than 980 MPa with an extremely low C content of 0.025% or less, it is essential to add a large amount of alloy elements such as Mn of 1.5% or more to the steel.
  • Mn alloy elements
  • the amount of Mn is large, there is a concern that the cracking susceptibility of the segregation part is lowered.
  • the weldability is not evaluated at all, and excellent weldability cannot be expected.
  • Patent Document 7 discloses a hot-rolled steel sheet having a tensile strength of 950 MPa or more in consideration of bending workability and weldability. Since this hot-rolled steel sheet requires a large amount of Ti, it seems that the weldability is lowered. Moreover, since Ni addition is indispensable in order to compensate the toughness fall by addition of a large amount of Ti, there exists a problem also in economical efficiency.
  • Patent Document 8 discloses a method for producing a steel sheet having a tensile strength of 950 MPa or more, which is mainly used for a line pipe and has excellent toughness and weldability. Since it is essential that the amount of Mn is 1.8% or more, there is a concern that the cracking susceptibility of the segregation part is lowered, and low temperature rolling in the ferrite-austenite two-phase region is essential, so the productivity is low. .
  • the object of the present invention is used for structural members of construction machines and industrial machines, has excellent weldability, yield strength of 885 MPa or more, tensile strength of 950 MPa or more and 1130 MPa or less, many of which have a thickness of 6 mm or more and 25 mm or less. It is in providing economically the high-strength thick steel plate and its manufacturing method.
  • the gist of the present invention is as follows. (1)
  • the high-strength steel sheet according to one embodiment of the present invention has a chemical composition of mass%, C: 0.05% or more and less than 0.10%, Si: 0.20% or more, and 0.50%.
  • Mn 0.20% or more and less than 1.20%, Cr: 0.20% or more and 1.20% or less, Mo: 0.20% or more and 0.60% or less, Nb: 0.010% Or more and 0.050% or less, Ti: 0.005% or more and 0.030% or less, Al: 0.01% or more and 0.10% or less, B: 0.0003% or more and 0.0030% or less, V: 0% or more and 0.10% or less, Cu: 0% or more and 0.50% or less, Ca: 0% or more and 0.0030% or less, Ni: 0.1% or less, P: 0 0.02% or less, S: 0.005% or less, N: 0.0080% or less, the balance being Fe and inevitable It consists of impurities, Pcm defined by the following (formula 1) is 0.22% or less, A defined by the following (formula 2) is 2.0 or less, and the structural fraction and martensite of the lower bainite Of the lower bainite is 70% or more, the aspect ratio of the prior auste
  • the number density of cementite of 50 nm or more may be 20 pieces / ⁇ m 3 or less.
  • the plate thickness may be 6 mm or more and 25 mm or less.
  • the method for producing a high-strength steel sheet according to one embodiment of the present invention is, in mass%, C: 0.05% or more and less than 0.10%, Si: 0.20% or more and 0.50% or less, Mn: 0.20% or more and less than 1.20%, Cr: 0.20% or more and 1.20% or less, Mo: 0.20% or more and 0.60% or less, Nb: 0.010% or more and 0.050% or less, Ti: 0.005% or more and 0.030% or less, Al: 0.01% or more and 0.10% or less, B: 0.0003% or more and 0.0030% or less, V: 0% or more and 0.10% or less, Cu: 0% or more and 0.50% or less, Ca: 0% or more and 0.0030% or less, Ni: 0.1% or less, P: 0.012 %, S: 0.005% or less, N: 0.0080% or less, the balance being Fe and inevitable impurities
  • a high-strength thick steel plate that is used for a structural member of a construction machine or an industrial machine, has a yield strength of 885 MPa or more, most of which has a thickness of 6 mm or more and 25 mm or less and is excellent in weldability. Can be provided.
  • test materials had a thickness of 25 mm, and the test was always performed on two test materials under the same conditions. One of them was used as a test material for hydrogen analysis, a sample was taken from this test material immediately after the test, and the amount of diffusible hydrogen was measured by gas chromatography. As a result of the analysis, only when the amount of diffusible hydrogen exceeded 5.0 ml / 100 g, the remaining one test material was employed in the evaluation test for cracks. From the obtained results, the relationship between the Pcm of the steel shown in FIG. 1 and the crack prevention preheating temperature was obtained. That is, FIG. 1 shows the influence of Pcm and preheating temperature of steel on cracking. From FIG.
  • conventional thick steel plates of 100 kg steel class are generally manufactured by a quenching and tempering process, and generally include tempered martensite as a main structure.
  • tempered martensite As a main structure.
  • component composition chemical composition
  • Pcm low Pcm
  • One simple means for obtaining high strength at such a low Pcm is to not temper the martensite structure, that is, to use an as-quenched martensite structure.
  • the as-quenched martensite structure has a feature that the yield ratio (yield strength / tensile strength) is low because there are many movable dislocations, and when trying to ensure the yield strength specified by the standard, the tensile strength is inevitably high. I have to be.
  • the yield strength is 885 MPa or more
  • the tensile strength is 950 MPa or more and 1130 MPa or less.
  • the yield ratio (yield strength / tensile strength) ) Is considered to be a necessary condition to be 83% or more. It is difficult to obtain this yield ratio in an as-quenched martensite structure.
  • the inventors have controlled the quenched structure to be a structure mainly composed of lower bainite and reduce the fraction of the martensite structure in order to obtain a high yield ratio as it is. It was concluded that it was effective.
  • the inventors have obtained the structural fraction, the strength and the yield ratio of steel materials having various component compositions in which the C content is 0.05% or more and less than 0.10% and the Pcm is 0.22% or less.
  • the relationship was investigated in detail. As a result, first, in order to ensure a yield strength of 885 MPa or more, the sum of the lower bainite structure fraction (lower bainite fraction) and the martensite structure fraction (martensite fraction) is 90% or more ( It became clear that the structure fraction of upper bainite and ferrite needs to be less than 10%).
  • the steel sheet has a structure mainly composed of lower bainite (lower bainite single-phase structure or mixed structure of lower bainite and martensite), specifically, It was found that the structure fraction of the lower bainite contained in the structure of the steel sheet is 70% or more (FIG. 2).
  • a steel plate having a plate thickness of 6 to 25 mm and a sum of the lower bainite fraction and the martensite fraction of 90% or more is used. The tissue is controlled by stopping at 300-450 ° C.
  • the inventors examined a means for stably controlling the structure of the steel sheet to a structure mainly composed of lower bainite.
  • the lower bainite can be obtained by controlling the cooling rate during quenching to a certain range, but since the cooling rate range in which the lower bainite can be obtained is generally narrow, such control of the cooling rate is industrially advantageous. is not.
  • water quenching is stopped at an appropriate temperature during cooling instead of accelerated cooling to room temperature during quenching, and then released. It is effective to slow down the cooling rate by cooling.
  • the water cooling stop temperature (the temperature of the steel plate that transitions from water cooling to cooling) is lower than 300 ° C., the martensite fraction becomes too high. On the contrary, when the water cooling stop temperature is higher than 450 ° C., the upper bainite is likely to be generated. Therefore, it is desirable that the water cooling stop temperature is 300 ° C. or higher and 450 ° C. or lower.
  • the inventors of the present invention have a sheet thickness of 6 to 25 mm and stop water cooling for various types of steels having a C content of 0.05% or more and less than 0.10% and Pcm of 0.22% or less.
  • Steel sheets were manufactured under conditions where the temperature was 300 ° C. or higher and 450 ° C. or lower, and the steel material in which the sum of the structural fraction of the lower bainite and the structural fraction of martensite was 90% or higher, the strength and the structural fraction The relationship was investigated in detail.
  • the yield ratio becomes 83% or more. Therefore, the lower limit of the yield strength (885 MPa) and the upper limit of the tensile strength (1130 MPa) are considered in consideration of some variation in strength. Can be satisfied stably.
  • C is an important element that greatly affects the strength of the steel of this embodiment having a structure mainly composed of lower bainite.
  • the C amount needs to be 0.05% or more, and preferably 0.055% or more or 0.060% or more.
  • the amount of C is less than 0.10%, desirably 0.095% or less or 0.090% or less.
  • the amount of Si is 0.20% or more, desirably 0.25% or more, or 0.30% or more.
  • the upper limit of Si content is 0.50%, desirably 0.45% or 0.40%.
  • Mn is an element effective for improving hardenability and improving strength. Therefore, the amount of Mn is 0.20% or more, desirably 0.30% or more, or 0.50% or more. However, since Mn has an action of suppressing the lower bainite transformation, especially in the process of stopping water cooling in the middle, the structure fraction of lower bainite is lowered, and when the water cooling stop temperature is low, the martensite structure fraction is low. When the water cooling stop temperature is high, there is a strong tendency to increase the upper bainite fraction. In particular, when the Mn amount is 1.20% or more, it becomes difficult to obtain a yield ratio of 83% or more. Therefore, the Mn amount is less than 1.20%, preferably 1.00% or 0.90% or less. .
  • the Cr content is 0.20% or more, desirably 0.25% or more, or 0.30% or more. However, if Cr is excessively added to the steel, the weldability may be lowered. Therefore, the Cr content is 1.20% or less, desirably 1.10% or less or 1.00% or less.
  • Mo is effective for stably generating lower bainite in the process of suppressing the formation of ferrite and stopping the water cooling described later. Therefore, the Mo amount needs to be 0.20% or more, and is preferably 0.25% or more or 0.30% or more. However, if a large amount of Mo is added to the steel, weldability may be impaired, and Mo is also an expensive element. Therefore, the Mo amount is 0.60% or less, desirably 0.58% or less or 0.55% or less.
  • Ni also has the effect of suppressing lower bainite transformation like Mn. Therefore, particularly in the process of stopping water cooling in the middle, the structure fraction of lower bainite is reduced, and when the water cooling stop temperature is low, the structure content of martensite is reduced. When the water cooling stop temperature is high, the ratio of the upper bainite tends to increase. Therefore, when Ni is added to steel, it becomes difficult to obtain a yield strength of 83% or more. Therefore, Ni is not intentionally added to the steel, and the amount of Ni is inevitably suppressed within a range included in the steel. Specifically, the upper limit of the amount of Ni is 0.1%, desirably 0.05% or 0.04%. The lower limit of the Ni amount is not particularly limited, and is 0%. In addition, when adding Cu as a selection element in steel, you may add Ni 0.5 times or more of Cu in steel, restrict
  • Nb generates fine carbides during rolling, widens the non-recrystallization temperature range, enhances the controlled rolling effect, and increases toughness by refining crystal grains. Therefore, the Nb content is 0.010% or more, desirably 0.015% or more or 0.020% or more. However, if Nb is excessively added to the steel, weldability may be hindered, so the amount of Nb is 0.050% or less, desirably 0.045% or less, or 0.040% or less.
  • B is used to ensure appropriate hardenability for obtaining the lower bainite structure.
  • it is necessary to secure free B during direct quenching. Since N generates BN and reduces free B, an appropriate amount of Ti is added to the steel so that BN is not generated, and N is fixed as TiN.
  • Ti is contained in steel to fix N as TiN. That is, in steel, the amount of Ti is 0.005% or more, desirably 0.010% or 0.012% or more. However, since excessive addition of Ti may reduce weldability, the upper limit of Ti content is 0.030%, desirably 0.025% or 0.020%.
  • B has an effect of enhancing the hardenability of steel, and in order to exert this effect, the amount of B needs to be 0.0003% or more, 0.0005% or more or 0.0010% The above is preferable. However, when B exceeding 0.0030% is added to the steel, weldability and toughness may deteriorate. Therefore, the amount of B is 0.0030% or less, desirably 0.0025% or less or 0.0020% or less.
  • the N content is suppressed to 0.0080% or less, desirably 0.0060% or less or 0.0050% or less. Further, since N is inevitably contained in the steel, the lower limit of the N amount is not particularly limited and is 0%.
  • Al is added to steel as a deoxidizer, and the amount of Al in this steel is usually 0.01% or more. However, since excessive addition of Al may reduce toughness, the upper limit of the Al content is 0.10%, desirably 0.08% or 0.05%.
  • the P is a harmful element that reduces toughness. Therefore, the P content is suppressed to 0.012% or less, desirably 0.010% or less, or 0.008% or less. Moreover, since P is an inevitable impurity, the lower limit of the amount of P is not particularly limited, and is 0%.
  • the S is a harmful element that reduces the bending workability by forming MnS, so it is desirable to reduce the amount of S as much as possible. Therefore, the S content is suppressed to 0.005% or less, desirably 0.004% or less, or 0.003% or less. Moreover, since S is an unavoidable impurity, the lower limit of the amount of S is not particularly limited, and is 0%.
  • the above elements are the basic components (basic elements) of the steel in the present embodiment, and the chemical composition including the basic element and the balance Fe and inevitable impurities is the basic composition of the present embodiment.
  • the following elements selective elements
  • the effect in this embodiment is not impaired.
  • V improves hardenability, has a precipitation strengthening effect in the tempered martensite structure or tempered bainite structure, and is effective in improving the strength. Therefore, V may be added as necessary.
  • the amount of V is 0.10% or less, desirably 0.090% or less, or 0.080% or less.
  • the lower limit of the V amount is 0%.
  • Cu is an element that improves the strength by solid solution strengthening, and Cu may be added as necessary.
  • Cu can be added to the steel so that the amount of Cu is 0.05% or more.
  • the amount of Cu is 0.50% or less, desirably 0.40% or less or 0.30% or less.
  • Cu is an expensive element, it is not necessary to intentionally add Cu to the steel in order to reduce the alloy cost, and the lower limit of the amount of Cu is 0%.
  • Ca has the effect of reducing the bending workability due to MnS by spheroidizing the sulfide of the steel sheet, and Ca may be added to the steel as necessary.
  • Ca may be added to the steel and 0.0001% or more of Ca may be contained in the steel.
  • the upper limit of the Ca amount is 0.0030% or less, desirably 0.0020% or less or 0.0010% or less.
  • the lower limit of the Ca content is 0%.
  • the high-strength steel plate according to the present embodiment includes the above-described basic element, the chemical composition including the remaining Fe and inevitable impurities, or at least one selected from the above-described basic element and the above-described selective element. And a chemical composition consisting of the balance Fe and inevitable impurities.
  • the component composition is set so that the Pcm defined by (Equation 5) is 0.22% or less. adjust.
  • the sum of the martensite fraction and the lower bainite fraction in the steel sheet structure is 90% or more.
  • the fraction of the lower bainite needs to be 70% or more.
  • the component composition is adjusted so that A (A value) defined by the above (formula 6) is 2.0 or less.
  • Pcm and A are defined by the following (Formula 7) and (Formula 8), respectively. These (Expression 7) and (Expression 8) correspond to the above (Expression 5) and (Expression 6), respectively.
  • the steel structure of this embodiment will be described.
  • the sum of the martensite fraction and the lower bainite fraction is 90% or more.
  • the fraction of the lower bainite needs to be 70% or more.
  • a large amount of fine cementite exists in the ferrite lath interface or in the ferrite lath.
  • This fine cementite is said to increase the yield strength, and in particular, it is said that the cementite having a diameter (equivalent circle diameter) of about 1 to 10 nm has a large effect of improving the yield strength, and it is desirable that such fine cementite is large.
  • the lower limit of the number density of this cementant is 0 / ⁇ m 3 .
  • a sample of a cementite having a predetermined volume was extracted by electrolysis by extraction replica method to extract cementite, and this sample was observed with a transmission electron microscope (TEM) to obtain a cementite having an equivalent circle diameter of 50 nm or more.
  • the number per unit volume (number density) of (cementite of 50 nm or more) can be obtained.
  • the aspect ratio of the prior austenite (former austenite grain) is 2 or more as described later.
  • the aspect ratio of prior austenite is the ratio of the long axis length to the short axis length of prior austenite (axial ratio), and is the average value of the axial ratios of each prior austenite grain. Therefore, the lower limit of this aspect ratio is 1.
  • a high-strength steel plate was manufactured from a slab (steel) whose component composition in steel was adjusted by addition or the like so as to satisfy the component composition conditions of the above embodiment, using the following method.
  • FIG. 4 the outline of the manufacturing method of the high strength steel plate which concerns on this embodiment is shown.
  • the slab is heated to a temperature of 1100 ° C. or higher (heating temperature).
  • Heat (S1) The upper limit of the heating temperature is not particularly limited, but is preferably 1300 ° C.
  • the heated slab is hot-rolled to a target plate thickness so that the cumulative reduction ratio in the non-recrystallization temperature region is 60% or more (S2).
  • a hot-rolled slab that is, a steel plate (steel)
  • most of the plate thickness is 6 to 25 mm, but is not necessarily limited to this plate thickness.
  • the non-recrystallization temperature range is a temperature range of Ar3 or higher and 960 ° C. or lower.
  • Ar3 Ar3 transformation point
  • Ar3 transformation point is a temperature at which ferrite transformation starts at the time of cooling, and can be measured using a hot working reproduction test device (THERMECMASTER-Z) manufactured by Fuji Electric Koki.
  • the steel (sample) was heated to 1200 ° C. and held for 10 minutes, then cooled at 2.5 ° C./minute, and the volume change at the time of cooling was measured. Based on this volume change Ar3 is determined. Note that the cumulative rolling reduction in the non-recrystallization temperature range is less than 100%.
  • the steel sheet (steel) obtained by hot rolling is subjected to accelerated cooling (water cooling) from a temperature not lower than Ar3 (water cooling start temperature) online after hot rolling.
  • accelerated cooling water cooling
  • the hardenability can be increased, which is advantageous for reducing Pcm.
  • the reason why the accelerated cooling start temperature is set to Ar3 or higher is that when accelerated cooling is started from a temperature lower than Ar3, ferrite and upper bainite are generated and the strength of the steel sheet is greatly reduced.
  • the accelerated cooling is stopped at a temperature of 300 ° C. or higher and 450 ° C. or lower (water cooling stop temperature), and then allowed to cool (S3).
  • accelerated cooling is cooling in which the average cooling rate of the 1/4 t part of the steel sheet is 10 ° C./s or higher in the temperature range not lower than the cooling stop temperature and not higher than Ar 3.
  • the upper limit of speed is not particularly limited.
  • the cooling (maintained in the atmosphere) is cooling in which the average cooling rate of a 1/4 t part of the steel sheet is 1 ° C./s or less in a temperature range of room temperature or higher and lower than the cooling stop temperature.
  • the lower limit of the average cooling rate is not particularly limited.
  • the 1 / 4t part of the steel plate is a part away from the surface of the steel plate by a distance of 1/4 of the plate thickness in the thickness center (depth) direction. It calculated
  • 70% or more of lower bainite is obtained by standing to cool after the above accelerated cooling, and sufficiently fine cementite can be secured.
  • the number density of relatively coarse cementants of 50 nm or more is 20 pieces / ⁇ m 3 or less.
  • the sum of the lower bainite fraction and the martensite fraction is 90% or more
  • the lower bainite fraction is 70% or more
  • the structure of the steel sheet produced by online accelerated cooling is old austenite.
  • the yield strength of 885 MPa or more and the tensile strength of 950 MPa or more and 1130 MPa or less can be achieved without performing tempering.
  • the aspect ratio of the prior austenite of the steel sheet is less than 2.0.
  • tempering is necessary to ensure the yield ratio, the number of processes and the time required for the processes increase, and the cost increases industrially.
  • the cooling rate at the time of cooling is very small, and the number density of relatively coarse cementite of 50 nm or more is 20 / ⁇ m 2. Will be exceeded.
  • steel plates No. 6 to 25 mm in thickness of 6 to 25 mm were manufactured according to the manufacturing conditions shown in Tables 3 and 4. 1-55 were produced.
  • Tables 1 and 2 when Cu, Ni, V, and Ca are not intentionally added to the steel, parentheses are given to the amounts of these chemical components.
  • Table 3 and Table 4 after accelerating cooling (water cooling) was stopped, until the temperature of the steel plate became 250 degreeC, it stood to cool for every steel plate, without winding up a steel plate.
  • the structure of lower bainite and martensite, the number of cementites (number density) of 50 nm or more, the aspect ratio of prior austenite, and the diffusibility of the weld metal in the y-type weld cracking test are as follows. The amount of hydrogen was measured, and the yield strength, tensile strength, weldability, and toughness were evaluated. Tables 5 and 6 show the structures and properties of the steel sheets obtained by these measurements and evaluations.
  • the steel plate cross section was mirror-polished and then subjected to Nital corrosion, and the vicinity of the 1/4 t portion of the steel plate cross section was observed with a scanning electron microscope (SEM).
  • SEM scanning electron microscope
  • the magnification is 3000 times, and 15 visual fields in a range of 25 ⁇ m ⁇ 20 ⁇ m are selected. From the images obtained by this observation, the areas of lower bainite and martensite were measured, and the respective structural fractions (area ratios) were obtained.
  • 1, 3, 6, 8, and 17 are considered to have the same weldability as those steel plate Nos.
  • the y-type weld cracking test was omitted.
  • welding is performed for each of the two test materials with the same conditions such as temperature, humidity, and heat input, and one of these samples is taken immediately after welding.
  • the amount of diffusible hydrogen in the weld metal was measured by the gas chromatographic method specified in JIS Z 3118 (2007). As a result of analysis, only when the amount of diffusible hydrogen exceeded 5.0 ml / 100 g, the remaining one test material was employed in the evaluation test of the weldability (presence of cracks).
  • a No. 4 Charpy test piece specified in JIS Z 2201 (1998) was sampled in the direction perpendicular to the rolling direction from the center of the plate thickness, and the absorbed energy of the impact test at ⁇ 40 ° C. was measured to absorb three test pieces. Toughness was evaluated from the average value of energy (vE-40), and 27J was set as the target value of toughness. For steel plates with a thickness of 6 mm and 9 mm, 5 mm sub-size Charpy test pieces were collected, and the target value of toughness was set such that the absorbed energy value per 1 cm 2 was 27 J or more.
  • the weld cracking was in this range. It was confirmed that it did not occur. Therefore, in carbon dioxide arc welding, if the amount of diffusible hydrogen is about 3.0 to 5.0 ml / 100 g, which can be mixed when the welding management is somewhat insufficient, this amount of diffusible hydrogen is Since it is lower than the amount of diffusible hydrogen in the above range, it can be considered that no weld crack occurs.
  • steel plate No. In 50 to 55 the amount of each chemical component and the values of Pcm and A all satisfied the conditions of the present invention. However, steel plate No. From 50 to 55, any one of the production conditions did not satisfy the conditions of the present invention. Therefore, steel plate No. 50 to 55, the steel sheet structure condition (one or more of lower bainite + martensite fraction, lower bainite fraction) does not satisfy the conditions of the present invention, and at least one of yield strength, tensile strength, and toughness. One was rejected.
  • steel plate No. In No. 54 a steel slab is rolled to produce a steel sheet, which is allowed to cool, and then the steel sheet is reheated to 930 ° C. to cool a temperature range from 810 ° C. to 350 ° C. at a cooling rate of 40 ° C./s. did. Therefore, for example, steel plate No. Compared with No. 52, steel plate No. In 54, the manufacturing cost increased.
  • a high strength thick steel plate having a yield strength of 885 MPa or more, a tensile strength of 950 MPa or more and 1130 MPa or less and excellent weldability, and a method for producing the same can be economically provided.

Landscapes

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

Abstract

　この高強度鋼板は、その化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０５％以上かつ０．１０％未満、Ｓｉ：０．２０％以上かつ０．５０％以下、Ｍｎ：０．２０％以上かつ１．２０％未満、Ｃｒ：０．２０％以上かつ１．２０％以下、Ｍｏ：０．２０％以上かつ０．６０％以下、Ｎｂ：０．０１０％以上かつ０．０５０％以下、Ｔｉ：０．００５％以上かつ０．０３０％以下、Ａｌ：０．０１％以上かつ０．１０％以下、Ｂ：０．０００３％以上かつ０．００３０％以下、Ｖ：０％以上かつ０．１０％以下、Ｃｕ：０％以上かつ０．５０％以下、Ｃａ：０％以上かつ０．００３０％以下を含有し、Ｎｉ：０．１％以下、Ｐ：０．０１２％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎ：０．００８０％以下に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、Ｐｃｍが０．２２％以下であり、Ａが２．０以下であり、下部ベイナイトの組織分率とマルテンサイトの組織分率との和が９０％以上であり、前記下部ベイナイトの組織分率が７０％以上であり、旧オーステナイト粒のアスペクト比が２以上であり、降伏強度が８８５ＭＰａ以上であり、引張強度が９５０ＭＰａ以上かつ１１３０ＭＰａ以下である。

Description

高強度鋼板及びその製造方法
　本発明は、溶接性に優れる高強度厚鋼板およびその製造方法に関する。特に、本発明は、建設機械や産業機械の構造部材に用いられ、降伏強度が８８５ＭＰａ以上、引張強度が９５０ＭＰａ以上かつ１１３０ＭＰａ以下であり、その多くが板厚６ｍｍ以上かつ２５ｍｍ以下である高強度厚鋼板およびその製造方法に関する。
　本願は、２０１０年１１月５日に、日本に出願された特願２０１０－２４８０３２号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　クレーンやコンクリートポンプ車などの建設機械は、近年の建造物の高層化に伴ってますます大型化する傾向にある。建設機械の大型化に伴う重量増を抑制するため、構造部材の軽量化ニーズがより高まってきており、いわゆる１００キロ鋼クラス（例えば、降伏強度８８５ＭＰａ以上、引張強度９５０ＭＰａ以上）の高強度鋼の需要もさらに増加傾向にある。一方で、このような高強度鋼では、添加される合金元素の量が多くなるため、溶接施工時の溶接割れを回避するために一般に予熱を行う。しかしながら、より効率的に溶接施工を行うために、予熱が必要でない鋼材が求められている。
　溶接割れ感受性は、拡散性水素の影響を非常に大きく受けるので、溶接金属の拡散性水素量を低く抑えることが望ましい。しかし、例えば建設機械や産業機械の構造部材の溶接に広く用いられる炭酸ガスアーク溶接施工において拡散性水素量を特に低く抑えるためには、溶接材料の選定やその管理のみならず、溶接施工時に水素が混入しないように溶接ワイヤの潤滑油の管理や開先面の清浄化などを含めたさまざまな管理が必要であり、施工上の負荷が大きくなる。したがって、炭酸ガスアーク溶接において、溶接施工管理がやや不十分であった際に混入し得ると考えられる３．０～５．０ｍｌ／１００ｇ程度の量の拡散性水素が鋼中に含まれる場合にも、予熱なしで溶接を行った際に割れを生じないような、十分に低い割れ感受性を鋼材が有することが望ましい。
　１００キロ鋼クラスの鋼板の一般的な強度規定では、降伏強度が通常８８５ＭＰａ以上であり、降伏強度に上限がないが、引張強度が例えば９５０ＭＰａ以上かつ１１３０ＭＰａ以下などの範囲であり、引張強度に上限がある。建設機械用途などでは鋼板を曲げ加工することが多いが、鋼板の引張強度が規格上限を超えると、曲げ加工に必要とされる荷重が大きくなる。そのため、設備能力から加工が制約される場合も考えられ、鋼板の引張強度を過剰に高くしないことが必要である。
　降伏強度８８５ＭＰａ級の高強度鋼板に関して、例えば特許文献１および特許文献２には、引張強さ９５０ＭＰａ級の高張力鋼板が開示されている。しかしながら、これらの鋼板は、ペンストックなどに使用される比較的肉厚の厚い鋼板である。そのため、これらの鋼板では、特に曲げ加工性が考慮されておらず、靭性確保のために必須元素として多量のＮｉが添加されており、建機用途としては経済性に欠ける。
　特許文献３には、溶接性、経済性に優れた高張力鋼に関する技術が開示されている。この技術では、溶接割れ感受性指数Ｐｃｍを０．２９以下に抑制することで溶接性を確保している。しかしながら、ｙ型溶接割れ試験における割れ停止予熱温度が最低１００℃であり、予熱なしでの溶接では溶接性を確保できないと考えられる。
　特許文献４には、溶接性、アレスト性に優れた高張力鋼に関する技術が開示されている。この技術では、靭性確保のためにＮｉ添加が必須であり、建機用途としては経済性に欠ける。また、ｙ型溶接割れ試験において予熱なしでも割れが発生していないが、この試験の条件では、拡散性水素量が１．２ｍｌ／１００ｇである。そのため、この場合には、溶接金属の拡散性水素量を管理するための溶接施工時の負荷が高くなることが予想される。
　特許文献５には、溶接性、耐ＨＩＣ特性に優れた高張力鋼に関する技術が開示されている。この技術では、靭性確保のためのＮｉ添加と、０．６％以上のＭｏ添加とが必須であり、建機用途としては経済性に欠ける。また、ｙ型溶接割れ試験において予熱なしでも割れが発生していないが、この試験の条件では、拡散性水素量が１．５ｍｌ／１００ｇに制限されているため、溶接金属の拡散性水素量を管理するための溶接施工時の負荷が高くなることが予想される。
　特許文献６には、引張強さ９８０ＭＰａ超の鋼板を非調質で製造する方法が開示されている。この方法では、０．０２５％以下の極低Ｃ量で９８０ＭＰａ超の引張強さを確保するために、１．５％以上のＭｎなど多量の合金元素を鋼中に添加することが必須であり、特にＭｎ量が多い場合には偏析部の割れ感受性が低下することが懸念される。しかしながら、溶接性については何ら評価されておらず、優れた溶接性を期待できない。
　特許文献７には、曲げ加工性および溶接性が考慮された引張強さ９５０ＭＰａ以上の熱延鋼板が開示されている。この熱延鋼板には多量のＴｉの添加が必要であるため、溶接性が低下すると思われる。また、多量のＴｉの添加による靭性低下を補うためにＮｉ添加が必須であるため、経済性にも問題がある。
　特許文献８には、主にラインパイプに使用され、靭性および溶接性に優れた引張強さ９５０ＭＰａ以上の鋼板の製造方法が開示されている。Ｍｎ量が１．８％以上であることが必須であるため、偏析部の割れ感受性が低下することが懸念され、フェライト－オーステナイト２相域での低温圧延が必須であるため、生産性が低い。
日本国特開平１０－２６５８９３号公報 日本国特開平８－２６９５４２号公報 日本国特開平６－１５８１６０号公報 日本国特開平１１－３６０４２号公報 日本国特開平１１－１７２３６５号公報 日本国特開２００４－８４０１９号公報 日本国特開平５－２３０５２９号公報 日本国特開平８－２６９５４６号公報
　本発明の目的は、建設機械や産業機械の構造部材に用いられ、溶接性に優れ、降伏強度が８８５ＭＰａ以上、引張強度が９５０ＭＰａ以上かつ１１３０ＭＰａ以下であり、その多くが板厚６ｍｍ以上かつ２５ｍｍ以下である高強度厚鋼板およびその製造方法を、経済的に提供することにある。
　本発明の要旨は、下記のとおりである。
　（１）本発明の一態様に係る高強度鋼板は、その化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０５％以上かつ０．１０％未満、Ｓｉ：０．２０％以上かつ０．５０％以下、Ｍｎ：０．２０％以上かつ１．２０％未満、Ｃｒ：０．２０％以上かつ１．２０％以下、Ｍｏ：０．２０％以上かつ０．６０％以下、Ｎｂ：０．０１０％以上かつ０．０５０％以下、Ｔｉ：０．００５％以上かつ０．０３０％以下、Ａｌ：０．０１％以上かつ０．１０％以下、Ｂ：０．０００３％以上かつ０．００３０％以下、Ｖ：０％以上かつ０．１０％以下、Ｃｕ：０％以上かつ０．５０％以下、Ｃａ：０％以上かつ０．００３０％以下を含有し、Ｎｉ：０．１％以下、Ｐ：０．０１２％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎ：０．００８０％以下に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、下記（式１）により定義されるＰｃｍが０．２２％以下であり、下記（式２）により定義されるＡが２．０以下であり、下部ベイナイトの組織分率とマルテンサイトの組織分率との和が９０％以上であり、前記下部ベイナイトの組織分率が７０％以上であり、旧オーステナイト粒のアスペクト比が２以上であり、降伏強度が８８５ＭＰａ以上であり、引張強度が９５０ＭＰａ以上かつ１１３０ＭＰａ以下である。
　Ｐｃｍ＝〔Ｃ〕＋〔Ｓｉ〕／３０＋〔Ｍｎ〕／２０＋〔Ｃｕ〕／２０＋〔Ｎｉ〕／６０＋〔Ｃｒ〕／２０＋〔Ｍｏ〕／１５＋〔Ｖ〕／１０＋５×〔Ｂ〕・・・（式１）
　Ａ＝（〔Ｍｎ〕＋１．５×〔Ｎｉ〕）／（〔Ｍｏ〕＋１．２×〔Ｖ〕）・・・（式２）
　ここで、〔Ｃ〕、〔Ｓｉ〕、〔Ｍｎ〕、〔Ｃｕ〕、〔Ｎｉ〕、〔Ｃｒ〕、〔Ｍｏ〕、〔Ｖ〕、〔Ｂ〕は、それぞれ、前記化学組成中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂの質量％である。
　（２）上記（１）に記載の高強度鋼板では、５０ｎｍ以上のセメンタイトの個数密度が、２０個／μｍ３以下であってもよい。
　（３）上記（１）または（２）に記載の高強度鋼板では、板厚が６ｍｍ以上かつ２５ｍｍ以下であってもよい。
　（４）本発明の一態様に係る高強度鋼板の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．０５％以上かつ０．１０％未満、Ｓｉ：０．２０％以上かつ０．５０％以下、Ｍｎ：０．２０％以上かつ１．２０％未満、Ｃｒ：０．２０％以上かつ１．２０％以下、Ｍｏ：０．２０％以上かつ０．６０％以下、Ｎｂ：０．０１０％以上かつ０．０５０％以下、Ｔｉ：０．００５％以上かつ０．０３０％以下、Ａｌ：０．０１％以上かつ０．１０％以下、Ｂ：０．０００３％以上かつ０．００３０％以下、Ｖ：０％以上かつ０．１０％以下、Ｃｕ：０％以上かつ０．５０％以下、Ｃａ：０％以上かつ０．００３０％以下を含有し、Ｎｉ：０．１％以下、Ｐ：０．０１２％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎ：０．００８０％以下に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、下記（式３）により定義されるＰｃｍが０．２２％以下であり、下記（式４）により定義されるＡが２．０以下である化学組成を有する鋼を１１００℃以上に加熱し；未再結晶温度域での累積圧下率が６０％以上になるように前記鋼に熱間圧延を行い；前記鋼に、オンラインで、Ａｒ３以上の温度から４５０℃以下かつ３００℃以上の温度まで１０℃／ｓ以上の冷却速度で加速冷却し、加速冷却の停止後放冷する。
　Ｐｃｍ＝〔Ｃ〕＋〔Ｓｉ〕／３０＋〔Ｍｎ〕／２０＋〔Ｃｕ〕／２０＋〔Ｎｉ〕／６０＋〔Ｃｒ〕／２０＋〔Ｍｏ〕／１５＋〔Ｖ〕／１０＋５×〔Ｂ〕・・・（式３）
　Ａ＝（〔Ｍｎ〕＋１．５×〔Ｎｉ〕）／（〔Ｍｏ〕＋１．２×〔Ｖ〕）・・・（式４）
　ここで、〔Ｃ〕、〔Ｓｉ〕、〔Ｍｎ〕、〔Ｃｕ〕、〔Ｎｉ〕、〔Ｃｒ〕、〔Ｍｏ〕、〔Ｖ〕、〔Ｂ〕は、それぞれ、前記化学組成中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂの質量％である。
　本発明によれば、建設機械や産業機械の構造部材に用いられ、降伏強度が８８５ＭＰａ以上であり、その多くが板厚６ｍｍ以上かつ２５ｍｍ以下である、溶接性に優れる高強度厚鋼板を経済的に提供することができる。
Ｐｃｍとｙ型溶接割れ試験における割れ停止予熱温度との関係を示すグラフである。 下部ベイナイトの組織分率と降伏比との関係を示すグラフである。 A値と下部ベイナイトの組織分率との関係を示すグラフである。 本発明の一実施形態に係る高強度鋼板の製造方法の概略を示すフローチャートである。
　溶接割れ感受性を下げるためには、溶接割れ感受性指数Ｐｃｍを低くすることが有効であることが知られている。発明者らは、炭酸ガスアーク溶接において溶接施工管理が十分でなかった際に混入し得ると考えられる３．０～５．０ｍｌ／１００ｇ程度の量の拡散性水素が鋼中に含まれても、予熱なしで溶接割れを生じさせないためにはＰｃｍをどのくらい低減させる必要があるのかを検討した。種々の化学組成を有する鋼材に対して、ＪＩＳ　Ｚ　３１５８（１９９３）に規定のｙ型溶接割れ試験（１．７ｋＪ／ｍｍの溶接入熱）を温度および湿度を調整して実施した。試験材の板厚はすべて２５ｍｍであり、必ず同一条件で２体の試験材に対して試験を実施した。このうち１体を水素分析用の試験材として使用し、試験後すぐにこの試験材からサンプルを採取してガスクロマトグラフにより拡散性水素量を測定した。分析の結果、拡散性水素量が５．０ｍｌ／１００ｇを超えた場合のみ、残りの１体の試験材を割れ有無の評価試験に採用した。得られた結果から、図１に示す鋼材のＰｃｍと割れ防止予熱温度との関係が得られた。すなわち、図１には、鋼材のＰｃｍと予熱温度とが、割れ有無に与える影響を示している。この図１から、Ｐｃｍを０．２２％以下まで低減すれば、拡散性水素量が５．１～６．０ｍｌ／１００ｇの範囲では、予熱なし（試験温度２５℃）の条件で割れが生じないことがわかる。
　ところで、従来１００キロ鋼クラスの厚鋼板は、焼入れ焼戻しプロセスで製造され、主な組織として焼戻しマルテンサイトを含むのが一般的である。しかしながら、０．２２％以下という低いＰｃｍを満足する成分組成（化学組成）では、主な組織が焼戻しマルテンサイトである場合に１００キロ鋼の強度を得ることは容易ではない。このような低いＰｃｍで高強度を得るための簡便なひとつの手段は、マルテンサイト組織を焼き戻さない、すなわち焼入れままのマルテンサイト組織を利用することである。しかしながら、焼入れままのマルテンサイト組織は、可動転位が多いため、降伏比（降伏強度／引張強度）が低いという特徴があり、規格で規定された降伏強度を確保しようとすると、どうしても引張強度が高くならざるを得ない。ＪＩＳ規格における１００キロ鋼の強度の規格値では、降伏強度が８８５ＭＰａ以上であり、引張強度が９５０ＭＰａ以上かつ１１３０ＭＰａ以下である。上記規格値に製造上の品質（強度）のばらつき等を考慮して、降伏強度の下限の目標値を９１５ＭＰａ、引張強度の上限の目標値を１１００ＭＰａに設定すると、降伏比（降伏強度／引張強度）は８３％以上であることが必要条件であると考えられる。焼入れままのマルテンサイト組織では、この降伏比を得ることは難しい。発明者らは、組織と強度との関係を種々検討した結果、焼入れままで高い降伏比を得るためには、焼入れ組織を下部ベイナイト主体の組織に制御し、マルテンサイト組織の分率を低くすることが有効であると結論した。
　さらに、発明者らは、Ｃ量が０．０５％以上かつ０．１０％未満であり、Ｐｃｍが０．２２％以下である種々の成分組成を有する鋼材の組織分率と強度及び降伏比との関係を詳細に調査した。その結果、まず、８８５ＭＰａ以上の降伏強度を確保するためには、下部ベイナイトの組織分率（下部ベイナイト分率）とマルテンサイトの組織分率（マルテンサイト分率）との和が９０％以上（上部ベイナイトおよびフェライトの組織分率が１０％未満）であることが必要であることが明らかになった。さらに、８３％以上の降伏比を満たすためには、鋼板の組織が下部ベイナイトを主体とする組織（下部ベイナイト単相組織または下部ベイナイトとマルテンサイトとの混合組織）であること、具体的には、鋼板の組織に含まれる下部ベイナイトの組織分率が７０％以上であること、が必要であるという知見を得た（図２）。なお、図２及び後述の図３では、板厚が６～２５ｍｍで、下部ベイナイト分率とマルテンサイト分率との和が９０％以上である鋼板を使用しており、この鋼板では、水冷を３００～４５０℃で停止して組織を制御している。
　次に、発明者らは、鋼板の組織を安定的に下部ベイナイト主体の組織に制御する手段について検討した。例えば、焼入れ時の冷却速度を一定範囲に制御すれば下部ベイナイトを得ることができるが、下部ベイナイトが得られる冷却速度範囲は概して狭いため、このような冷却速度の制御は、工業的には得策ではない。下部ベイナイト主体の組織を安定的に、かつ簡便に得る製造プロセスとしては、焼入れの際に、室温まで加速冷却するのではなく、冷却の途中の適切な温度で水冷を停止し、それ以降では放冷により冷却速度を遅くすることが有効である。水冷停止温度（水冷から放冷に移行する鋼板温度）を３００℃より低くすると、マルテンサイト分率が高くなりすぎる。逆に、水冷停止温度が４５０℃より高いと、上部ベイナイトが生成しやすくなる。したがって、水冷停止温度が３００℃以上かつ４５０℃以下であるのが望ましい。
　発明者らは、Ｃ量が０．０５％以上かつ０．１０％未満であり、Ｐｃｍが０．２２％以下である種々の成分組成の鋼種に対して、板厚が６～２５ｍｍ、水冷停止温度が３００℃以上かつ４５０℃以下の条件で鋼板を製造し、下部ベイナイトの組織分率とマルテンサイトの組織分率との和が９０％以上であった鋼材について、強度と組織分率との関係を詳細に調査した。
　その結果、ＭｎおよびＮｉは、下部ベイナイト変態を抑制する作用があるため、特に水冷を途中で停止するプロセスにおいては、下部ベイナイトの組織分率を低下させ、水冷停止温度が低い時にはマルテンサイトの組織分率を高め、水冷停止温度が高い時には上部ベイナイトの組織分率（上部ベイナイト分率）を高める傾向が強いことが明らかとなった。また、ＭｏおよびＶは、フェライトや上部ベイナイトの生成を抑制して、下部ベイナイトの組織分率を高める傾向が強いことも確かめられた。したがって、水冷を途中で停止するプロセスにおいて下部ベイナイト主体の組織を安定的に得やすくするためには、Ｍｎ及びＮｉの量を抑制し、Ｍｏ及びＶの量を増加させることが非常に有効であることを知見した。具体的には、Ｃ量が０．０５％以上かつ０．１０％未満であり、下記（式５）により定義されるＰｃｍが０．２２％以下である成分組成の条件に加えて、下記（式６）により定義されるＡ（Ａ値）を２．０以下に調整すれば、マルテンサイトの組織分率と下部ベイナイトの組織分率との和が９０％以上の場合には下部ベイナイト分率が７０％以上である組織が確実に得られることを知見した（図３）。
　このような下部ベイナイト主体の組織を得ることにより、降伏比が８３％以上になるので、降伏強度の下限（８８５ＭＰａ）と、引張強度の上限（１１３０ＭＰａ）とを、ある程度の強度のばらつきを考慮して、安定的に満足させることができる。
　Ｐｃｍ＝〔Ｃ〕＋〔Ｓｉ〕／３０＋〔Ｍｎ〕／２０＋〔Ｃｕ〕／２０＋〔Ｎｉ〕／６０＋〔Ｃｒ〕／２０＋〔Ｍｏ〕／１５＋〔Ｖ〕／１０＋５×〔Ｂ〕・・・（式５）
　Ａ＝（〔Ｍｎ〕＋１．５×〔Ｎｉ〕）／（〔Ｍｏ〕＋１．２×〔Ｖ〕）・・・（式６）
　ここで、〔Ｃ〕、〔Ｓｉ〕、〔Ｍｎ〕、〔Ｃｕ〕、〔Ｎｉ〕、〔Ｃｒ〕、〔Ｍｏ〕、〔Ｖ〕、〔Ｂ〕は、それぞれ、化学組成中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂの質量％である。
　以下、本発明の一実施形態に係る高強度鋼板について詳細に説明する。
　まず、本実施形態の鋼成分の限定理由を述べる。なお、以下では、「％」は、「質量％」を意味する。
　Ｃは、下部ベイナイトを主体とする組織を有する本実施形態の鋼の強度に大きく影響する重要な元素である。８８５ＭＰａ以上の降伏強度を得るために、Ｃ量は、０．０５％以上であることが必要であり、０．０５５％以上又は０．０６０％以上であることが好ましい。しかしながら、Ｃ量が０．１０％以上では引張強度が過剰に高くなる。そのため、Ｃ量は、０．１０％未満、望ましくは０．０９５％以下又は０．０９０％以下である。
　Ｓｉは、後述の水冷を途中で停止するプロセスにおいては、水冷停止後の徐冷中におけるセメンタイトの粗大化を抑えるので、高い強度を得るためにはＳｉ量を高くするほうが有利である。そのため、Ｓｉ量は、０．２０％以上、望ましくは０．２５％以上又は０．３０％以上である。しかしながら、Ｓｉを過剰に鋼中に添加すると靭性を阻害する恐れがあるため、Ｓｉ量の上限は、０．５０％、望ましくは０．４５％又は０．４０％である。
　Ｍｎは、焼入性を高め、強度を向上させるために有効な元素である。そのため、Ｍｎ量は、０．２０％以上、望ましくは０．３０％以上又は０．５０％以上である。しかしながら、Ｍｎには、下部ベイナイト変態を抑制する作用があるため、特に水冷を途中で停止するプロセスにおいては、下部ベイナイトの組織分率を低下させ、水冷停止温度が低い時にはマルテンサイトの組織分率を高め、水冷停止温度が高い時には上部ベイナイト分率を高める傾向が強い。特に、Ｍｎ量が１．２０％以上であると、８３％以上の降伏比を得にくくなるので、Ｍｎ量は、１．２０％未満、望ましくは１．００％又は０．９０％以下である。
　Ｃｒは、焼入性を向上させ、強度向上に有効であることから、Ｃｒ量は、０．２０％以上、望ましくは０．２５％以上又は０．３０％以上である。しかしながら、Ｃｒを鋼中に過剰に添加すると溶接性が低下することがあるため、Ｃｒ量は、１．２０％以下、望ましくは１．１０％以下又は１．００％以下である。
　Ｍｏは、フェライトの生成を抑制し、後述の水冷を途中で停止するプロセスにおいて下部ベイナイトを安定的に生成させるために有効である。そのため、Ｍｏ量は、０．２０％以上であることが必要であり、０．２５％以上又は０．３０％以上であることが好ましい。しかしながら、Ｍｏを鋼中に多く添加すると溶接性が損なわれることがあり、Ｍｏが高価な元素でもある。そのため、Ｍｏ量は、０．６０％以下、望ましくは０．５８％以下又は０．５５％以下である。
　Ｎｉも、Ｍｎと同様に下部ベイナイト変態を抑制する作用があるため、特に水冷を途中で停止するプロセスにおいては、下部ベイナイトの組織分率を低下させ、水冷停止温度が低い時にはマルテンサイトの組織分率を高め、水冷停止温度が高い時には上部ベイナイトの分率が高める傾向が強い。そのため、Ｎｉを鋼中に添加すると、８３％以上の降伏強度を得にくくなる。したがって、Ｎｉを鋼中に意図的に添加せず、不可避的に鋼中に含まれる範囲内にＮｉ量を抑制する。具体的には、Ｎｉ量の上限は、０．１％、望ましくは０．０５％又は０．０４％である。Ｎｉ量の下限は、特に制限する必要がなく、０％である。なお、選択元素としてＣｕを鋼中に添加する場合には、Ｎｉ量を上記のＮｉ量以下に制限しながら、Ｃｕの０．５倍以上のＮｉを鋼中に添加してもよい。
　Ｎｂは、圧延中に微細炭化物を生成し未再結晶温度域を広げて制御圧延効果を高め、結晶粒微細化によって靭性を高める。そのため、Ｎｂ量は、０．０１０％以上、望ましくは０．０１５％以上又は０．０２０％以上である。しかし、Ｎｂを鋼中に過剰に添加すると溶接性が阻害されることがあるため、Ｎｂ量は、０．０５０％以下、望ましくは０．０４５％以下又は０．０４０％以下である。
　本実施形態では、下部ベイナイト組織を得るための適切な焼入性を確保するためにＢを利用する。この適切な焼入性を得るためには、直接焼入れ時にフリーＢを確保することが必要である。Ｎは、ＢＮを生成してフリーＢを低下させるので、ＢＮが生成しないように適量のＴｉを鋼中に添加し、ＮをＴｉＮとして固定する。
　Ｔｉは、ＮをＴｉＮとして固定するために鋼中に含有させる。すなわち、鋼中において、Ｔｉ量は、０．００５％以上であり、望ましくは０．０１０％又は０．０１２％以上である。しかしながら、Ｔｉの過剰な添加は溶接性を低下させる場合があるので、Ｔｉ量の上限は、０．０３０％、望ましくは０．０２５％又は０．０２０％である。
　Ｂは、鋼の焼入性を高める効果を有し、この効果を発揮するには、Ｂ量は、０．０００３％以上であることが必要であり、０．０００５％以上又は０．００１０％以上であることが好ましい。しかしながら、０．００３０％を超えるＢを鋼中に添加すると溶接性や靭性が低下することがある。そのため、Ｂ量は、０．００３０％以下、望ましくは０．００２５％以下又は０．００２０％以下である。
　Ｎは、鋼中に過剰に含有されると上述のようにＢＮを生成してＢの焼入性向上効果を阻害し、かつ靱性を低下させる。そのため、Ｎ量を０．００８０％以下、望ましくは０．００６０％以下又は０．００５０％以下に抑制する。また、Ｎは、不可避的に鋼中に含まれるため、Ｎ量の下限は、特に制限する必要がなく、０％である。
　Ａｌは、脱酸材として鋼中に添加され、この鋼中では、Ａｌ量は、通常０．０１％以上である。しかしながら、Ａｌの過剰な添加は靭性を低下させる場合があるので、Ａｌ量の上限は、０．１０％、望ましくは０．０８％又は０．０５％である。
　Ｐは、靭性を低下させる有害な元素である。したがって、Ｐ量を０．０１２％以下、望ましくは０．０１０％以下又は０．００８％以下に抑制する。また、Ｐは、不可避的不純物であるため、Ｐ量の下限は、特に制限する必要がなく、０％である。
　Ｓは、ＭｎＳを形成して曲げ加工性を低下させる有害な元素であるので、Ｓ量を極力低下させることが望ましい。したがって、Ｓ量を０．００５％以下、望ましくは０．００４％以下又は０．００３％以下に抑制する。また、Ｓは、不可避的不純物であるため、Ｓ量の下限は、特に制限する必要がなく、０％である。
　以上の元素は、本実施形態における鋼の基本成分（基本元素）であり、この基本元素を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる化学組成が、本実施形態の基本組成である。しかしながら、この基本組成に加え（残部Ｆｅの一部の代わりに）、本実施形態では、さらに必要に応じて以下の元素（選択元素）を含有させてもよい。なお、これらの選択元素が鋼中に不可避的に混入しても、本実施形態における効果を損なわない。
　すなわち、選択元素として上記基本成分の他に、Ｖ、Ｃｕ、Ｃａのうち一種以上を鋼中に添加することができる。
　Ｖは、焼入性を向上させ、焼戻しマルテンサイト組織または焼戻しベイナイト組織中での析出強化効果もあり、強度向上に有効であることから、必要に応じてＶを添加してもよい。しかしながら、多量のＶの添加は溶接性を阻害する場合があり、高価な元素でもあるため、Ｖ量は、０．１０％以下、望ましくは０．０９０％以下又は０．０８０％以下である。また、合金コストの低減のためには、Ｖを意図的に鋼中に添加する必要がなく、Ｖ量の下限は０％である。
　Ｃｕは、固溶強化により強度を向上させる元素であり、必要に応じてＣｕを添加してもよい。例えば、Ｃｕ量が０．０５％以上になるようにＣｕを鋼中に添加することができる。しかしながら、Ｃｕを多量に添加すると、固溶強化による強度向上の効果が限界に達する。そのため、Ｃｕ量は、０．５０％以下、望ましくは０．４０％以下又は０．３０％以下である。また、Ｃｕは、高価な元素であるので、合金コストを低減するために、Ｃｕを意図的に鋼中に添加する必要がなく、Ｃｕ量の下限は０％である。
　Ｃａは、鋼板の硫化物を球状化して、ＭｎＳによる曲げ加工性の低下を軽減する効果があり、必要に応じてＣａを鋼中に添加してもよい。なお、この目的のためにＣａを鋼中に添加して、０．０００１％以上のＣａを鋼中に含有させてもよい。しかし、Ｃａの多量の添加は溶接性を低下させることがあるので、Ｃａ量の上限は、０．００３０％以下、望ましくは０．００２０％以下または０．００１０％以下である。また、合金コストの低減のためには、Ｃａを意図的に鋼中に添加する必要がなく、Ｃａ量の下限は０％である。
　以上のように、本実施形態の高強度鋼板は、上述の基本元素を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる化学組成、または、上述の基本元素と、上述の選択元素から選択される少なくとも１種とを含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる化学組成を有する。
　以上の各元素の量の範囲の条件に加え、上述したように、十分な溶接性を確保するため、上記（式５）により定義されるＰｃｍが０．２２％以下になるように成分組成を調整する。
　上述したように、Ｐｃｍが０．２２％以下の条件のもとで８３％以上の降伏比を満たすためには、鋼板の組織におけるマルテンサイト分率と下部ベイナイト分率との和が９０％以上であり、このうち下部ベイナイトの分率が７０％以上であることが必要である。この下部ベイナイト主体の組織を安定的に得やすくするために、上記（式６）により定義されるＡ（Ａ値）が、２．０以下になるように、成分組成を調整する。
　なお、選択元素であるＶ及びＣｕが鋼中に含まれない場合、Ｐｃｍ及びＡは、それぞれ、下記（式７）及び（式８）により定義される。これらの（式７）及び（式８）は、それぞれ、上記（式５）及び（式６）に対応している。
　Ｐｃｍ＝〔Ｃ〕＋〔Ｓｉ〕／３０＋〔Ｍｎ〕／２０＋〔Ｎｉ〕／６０＋〔Ｃｒ〕／２０＋〔Ｍｏ〕／１５＋５×〔Ｂ〕　・・・（式７）
　Ａ＝（〔Ｍｎ〕＋１．５×〔Ｎｉ〕）／〔Ｍｏ〕　・・・（式８）
　なお、上記（式５）～（式８）において、式中の各変数に対応する元素（例えば、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ）が鋼中に含まれない場合には、その変数に０を代入する。
　上記各元素の量の範囲と、Ｐｃｍ及びＡの条件とを満足する成分組成が、本実施形態における成分組成である。
　次に、本実施形態の鋼の組織について説明する。
　上述したように、通常の溶接施工管理に必要とされる溶接性を確保しながら８３％以上の降伏比を満たすためには、マルテンサイト分率と下部ベイナイト分率との和が９０％以上であり、このうち下部ベイナイトの分率が７０％以上であることが必要である。
　ここで、下部ベイナイトには、多量の微細なセメンタイトが、フェライトラスの界面やフェライトラス内に存在している。この微細なセメンタイトは降伏強度を高め、特に直径（円相当径）が１～１０ｎｍ程度のセメンタイトの降伏強度向上効果が大きいといわれており、このような微細なセメンタイトが多いことが望ましい。しかしながら、数ｎｍのセメンタイトを精度良く測定することは容易ではない。一方、Ｃ量等の製造条件に応じて一定量のセメンタイトが鋼中に生成することを考慮すると、微細なセメンタイトが多くなるほど、粗大なセメンタイトが少なくなる傾向がある。そこで、本発明者らは、降伏強度とセメンタイトの大きさ、個数密度について詳細に調査した結果、具体的には、鋼板組織中の直径（円相当径）５０ｎｍ以上の比較的粗大なセメンタントの個数密度が、２０個／μｍ３以下であることが、微細なセメンタイトを多く含み降伏強度を顕著に向上させるための好ましい条件であることを知見した。鋼板組織中にこのような微細なセメンタイトを多く含むことにより、８３％以上の降伏比を容易に達成することができる。なお、このセメンタントの個数密度の下限は、０個／μｍ３である。
　なお、抽出レプリカ法により所定体積の鋼板の素地を電解により溶出させてセメンタイトを抽出したサンプルを作製し、このサンプルを透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）により観察して５０ｎｍ以上の円相当径を有するセメンタイト（５０ｎｍ以上のセメンタイト）の単位体積当りの個数（個数密度）を得ることができる。
　さらに、後述のように旧オーステナイト（旧オーステナイト粒）のアスペクト比が２以上である。旧オーステナイトのアスペクト比は、旧オーステナイトの短軸長に対する長軸長の比（軸比）であり、各旧オーステナイト粒の軸比の平均値である。そのため、このアスペクト比の下限は、１である。
　さらに、本発明の一実施形態に係る高強度鋼板の製造方法について詳細に説明する。上記実施形態の成分組成の条件を満足するように添加等により鋼中の成分組成が調整されたスラブ（鋼）から、以下の方法を用いて高強度鋼板を製造した。なお、図４に、本実施形態に係る高強度鋼板の製造方法の概略を示す。
　制御圧延効果を高めるＮｂや、焼入性に寄与するＭｏなどの合金元素の炭化物あるいは炭窒化物を十分に鋼中に固溶させるために、上記スラブを１１００℃以上の温度（加熱温度）に加熱する（Ｓ１）。この加熱温度の上限は、特に制限されないが、生産性が低下したり、加熱時のオーステナイトの粒径が極端に大きくなったりするため、１３００℃であることが好ましい。、
　この加熱されたスラブに対して未再結晶温度域での累積圧下率が６０％以上になるように目標の板厚まで熱間圧延を行う（Ｓ２）。熱間圧延されたスラブ、すなわち、鋼板（鋼）では、その板厚の多くは６～２５ｍｍであるが、必ずしもこの板厚に限定されない。ここで、未再結晶温度域での累積圧下率が６０％以上であると、十分な加工歪を鋼中に導入することができ、鋼板の強度特性を適切に制御できる。なお、未再結晶温度域は、Ａｒ３以上かつ９６０℃以下の温度域であり、この温度域では、圧延後の再結晶（加工歪の減少）を防止することができる。また、Ａｒ３（Ａｒ３変態点）は、冷却時にフェライト変態が開始する温度であり、富士電波工機製の熱間加工再現試験装置（ＴＨＥＲＭＥＣＭＡＳＴＯＲ－Ｚ）を用いて測定できる。このＡｒ３の測定では、鋼（サンプル）を、１２００℃まで加熱して１０分間保持した後、２．５℃／分で冷却して、冷却時の体積変化を測定し、この体積変化に基づいてＡｒ３を決定する。なお、未再結晶温度域での累積圧下率は、１００％未満である。
　熱間圧延により得られた鋼板（鋼）に対して、熱間圧延に引き続きオンラインで、Ａｒ３以上の温度（水冷開始温度）から加速冷却（水冷）を行う。オンラインで加速冷却を行うことで焼入れ性を高めることができ、Ｐｃｍの低減に有利である。加速冷却開始温度をＡｒ３以上の温度にするのは、Ａｒ３未満の温度から加速冷却を開始すると、フェライトや上部ベイナイトが生成して鋼板の強度が大きく低下するためである。加速冷却を開始した後、３００℃以上かつ４５０℃以下の温度（水冷停止温度）でこの加速冷却を停止し、その後放冷を行う（Ｓ３）。水冷停止温度が４５０℃超では、上部ベイナイトが生成しやすく、降伏強度および引張強度が低下する傾向が強い。また、水冷停止温度が３００℃未満では、マルテンサイトの組織分率が高くなり、降伏比が低下するので、降伏強度の下限と引張強度の上限との両立が難しくなる。ここでは、加速冷却（水冷）は、上記冷却停止温度以上かつＡｒ３以下の温度域において鋼板の１／４ｔ部の平均冷却速度が１０℃／ｓ以上である冷却であり、この加速冷却の平均冷却速度の上限は、特に制限されない。また、放冷（大気中に保持）は、室温以上かつ上記冷却停止温度未満の温度域において鋼板の１／４ｔ部の平均冷却速度が１℃／ｓ以下である冷却であり、この放冷の平均冷却速度の下限は、特に制限されない。なお、鋼板の１／４ｔ部は、鋼板の表面から板厚中心（深さ）方向に板厚の１／４の距離離れた部分であり、この１／４ｔ部の冷却速度は、温度解析を行って得られた温度変化から求めた。また、上記の加速冷却後の放冷により、７０％以上の下部ベイナイトが得られ、十分に微細なセメンタイトを確保することができる。この場合、得られる鋼板の多くについて、５０ｎｍ以上の比較的粗大なセメンタントの個数密度が、２０個／μｍ３以下である。
　本実施形態により製造された鋼板では、下部ベイナイト分率とマルテンサイト分率との和が９０％以上、下部ベイナイト分率が７０％以上、オンライン加速冷却で製造した鋼板の組織の特徴として旧オーステナイトのアスペクト比が２以上になる。また、本実施形態では、焼戻しを行うことなく、８８５ＭＰａ以上の降伏強度と、９５０ＭＰａ以上かつ１１３０ＭＰａ以下の引張強度とを達成することができる。
　一方、鋼板に対して、オンラインで加速冷却を行わず冷却完了後に再加熱と焼入れとを行った場合には、鋼板の旧オーステナイトのアスペクト比は、２．０未満になる。この場合には、降伏比を確保するために焼戻しが必要であるため、工程数及び工程所要時間が増加し、工業的にはコストが高くなる。
　また、加速冷却後に鋼板を巻き取り、コイルの状態で鋼板を放置した場合、放冷時の冷却速度が非常に小さくなり、５０ｎｍ以上の比較的粗大なセメンタイトの個数密度が、２０個／μｍ２を超えてしまう。そのため、コイルの状態の鋼板に対して加速冷却後の放冷を行うことは望ましくなく、鋼板の温度が２５０℃以下になるまで鋼板一枚毎に放置して空冷を行うことが望ましい。すなわち、鋼板の温度が２５０℃以下になるまで、鋼板を重ねることなく（例えば鋼板の表面が空気と接触できるように）放冷することが望ましい。鋼板の温度が２５０℃以下に到達した後では、鋼板を重ねて放冷してもよい。
　加えて、熱間圧延後、加速冷却を行うことにより得られた鋼板を高温で焼戻すと、セメンタイトが粗大化しやすく、十分に微細なセメンタイトを確保することが困難である。
　表１及び表２に示す成分組成を有する鋼組成Ｎｏ．Ａ～ＡＰの鋼を溶製して得られた鋼片から、表３及び表４に示す製造条件により、板厚６～２５ｍｍの鋼板Ｎｏ．１～５５を製造した。表１及び表２において、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｖ、Ｃａを鋼中に意図的に添加していない場合には、これら化学成分の量に括弧を付与している。また、表３及び表４では、加速冷却（水冷）を停止した後、鋼板の温度が２５０℃になるまでは、鋼板を巻き取ることなく鋼板１枚毎に放冷した。
　これらの鋼板Ｎｏ．１～５５について、以下に示す方法により、下部ベイナイトおよびマルテンサイトの組織分率、５０ｎｍ以上のセメンタイトの個数（個数密度）、旧オーステナイトのアスペクト比、ｙ型溶接割れ試験での溶接金属の拡散性水素量を測定し、降伏強度、引張強度、溶接性、靭性を評価した。これらの測定及び評価により得られた鋼板の組織及び特性を表５及び６に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　鋼板断面を鏡面研磨した後ナイタール腐食し、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で、鋼板断面の上記１／４ｔ部付近を観察した。ここで、倍率は、３０００倍であり、２５μｍ×２０μｍの範囲の視野を１５視野選択している。この観察により得られた画像から、下部ベイナイトおよびマルテンサイトの面積を測定し、それぞれの組織分率（面積率）を求めた。また、これらの画像と同じ方法で１／４ｔ部付近における鋼板の圧延方向（長手方向）に平行な断面（Ｌ断面、板厚中心方向に垂直な断面）を観察して得られた画像から、旧オーステナイトの長軸長と短軸長とを測定し、長軸長を短軸長により除してアスペクト比を求めた。加えて、抽出レプリカ法により鋼板Ｎｏ．１～５５から所定体積の鋼板の素地を電解により溶出させてセメンタイトを抽出したサンプルを作製し、このサンプルを透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）により観察して５０ｎｍ以上の円相当径を有するセメンタイトの個数密度を求めた。個数測定にあたっては、ＥＤＸによりセメンタイト以外の析出物を区別したが、鋼板Ｎｏ．１～５５では、セメンタイト以外の５０ｎｍ以上の析出物はほとんど存在しなかった。
　また、Ａｒ３（Ａｒ３変態点）は、富士電波工機製の熱間加工再現試験装置（ＴＨＥＲＭＥＣＭＡＳＴＯＲ－Ｚ）を用いて測定され、このＡｒ３の測定では、鋼（サンプル）を、１２００℃まで加熱して１０分間保持した後、２．５℃／分で冷却して、冷却時の体積変化を測定し、この体積変化に基づいてＡｒ３を決定した。
　また、鋼板Ｎｏ．１～５５からＪＩＳ　Ｚ　２２０１（１９９８）に規定の１Ａ号引張試験片を採取して、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１（１９９８）に規定の引張試験により降伏強度及び引張強度を測定した。この引張試験の結果、降伏強度が８８５ＭＰａ以上、引張強度が９５０ＭＰａ以上かつ１１３０ＭＰａ以下である場合に、それぞれ、鋼板の降伏強度及び引張強度を「合格」と評価した。
　ＪＩＳ　Ｚ　３１５８（１９９３）に規定のｙ型溶接割れ試験で鋼板Ｎｏ．１～５５の溶接性を評価した。このｙ型溶接割れ試験では温度および湿度の調整を行い、入熱１５ｋＪ／ｃｍで炭酸ガスアーク溶接を行い、評価に供した鋼板の板厚は２５ｍｍであった。この試験の結果、予熱なし（室温２５℃）でルート割れ率が０であった場合に、鋼板の溶接性を「合格」と評価した。また、板厚が６ｍｍ～１６ｍｍの鋼板Ｎｏ．２、４、７、９、１８は、類似の成分を有する鋼板Ｎｏ．１、３、６、８、１７と同様の溶接性を有すると考えられることから、これらの鋼板Ｎｏ．２、４、７、９、１８については、ｙ型溶接割れ試験を省略した。
　また、ｙ型溶接割れ試験では、２体の試験材のそれぞれに対して温度および湿度や入熱などの条件を同一に設定した溶接を行い、このうち１体を溶接後すぐにサンプルを採取し、ＪＩＳ　Ｚ　３１１８（２００７）に規定のガスクロマトグラフ法により溶接金属の拡散性水素量を測定した。分析の結果、拡散性水素量が５．０ｍｌ／１００ｇを超えた場合のみ、残りの１体の試験材を上記溶接性（割れ有無）の評価試験に採用した。
　ＪＩＳ　Ｚ　２２０１（１９９８）に規定の４号シャルピー試験片を板厚中心部から圧延方向に垂直な方向に採取し、－４０℃における衝撃試験の吸収エネルギーを測定し、３本の試験片の吸収エネルギーの平均値（ｖＥ－４０）から靭性を評価し、２７Ｊを靭性の目標値に設定した。なお、板厚が６ｍｍおよび９ｍｍの鋼板については、５ｍｍサブサイズのシャルピー試験片を採取し、１ｃｍ２あたりの吸収エネルギー値が２７Ｊ以上であることを靭性の目標値に設定した。
　なお、表１及び表２中で下線を付した化学成分の量、Ｐｃｍ、およびＡの値は、本発明の鋼板の組成条件を満足していない。同様に、表３及び表４中で下線を付した数値は、本発明の製造条件を満足しない。表５及び表６中で下線を付した数値は、本発明の鋼板の組織を満足していない、あるいは鋼板の特性が不十分である。
　表２中の鋼板Ｎｏ．１～１８では、すべて、下部ベイナイト分率とマルテンサイト分率との和（下部ベイナイト分率＋マルテンサイト分率）が９０％以上であり、かつ下部ベイナイト分率が７０％以上であり、降伏強度、引張強度、降伏比、溶接性、靭性が、上記の目標値を満足していた。ここで、溶接性の評価のため実施したｙ型溶接割れ試験において溶接金属中の拡散性水素の量が５．１～６．０ｍｌ／１００ｇの範囲であったことから、この範囲では溶接割れが生じないことが確認できた。したがって、炭酸ガスアーク溶接において、拡散性水素量が溶接施工管理がやや不十分であった際に混入し得ると考えられる３．０～５．０ｍｌ／１００ｇ程度であれば、この拡散性水素量は上記範囲の拡散性水素量より低いわけであるから溶接割れが生じないとみなせる。ここで、鋼板Ｎｏ．１～１８に対して５００℃での焼戻しをさらに行った場合には、５０ｎｍ以上の比較的粗大なセメンタイトの個数密度が増加し、焼戻しを行わない場合に比べて降伏強度が低下した。また、例えば、鋼板Ｎｏ．７の製造条件のうち未再結晶温度域での累積圧下率を６０％未満に変更した場合には、十分な加工歪を鋼中に導入できないため、強度特性の何れか（例えば、靭性）が鋼板Ｎｏ．７に比べて低下した。
　これに対し、表１及び表２中の下線で示す各化学成分の量が本発明の条件を満足しない鋼板Ｎｏ．１９～４２では、本発明の製造条件を満足しているにもかかわらず、降伏強度、引張強度、溶接性、靭性のうちひとつ以上が目標値に満たない。
　鋼板Ｎｏ．４３～４９では、各化学成分の量が本発明の条件を満足していた。しかしながら、Ｐｃｍの値が本発明の条件を満足していない鋼板Ｎｏ．４３～４５では、溶接性が不合格であった。同様に、Ａの値が本発明の条件を満足していない鋼板Ｎｏ．４６～４７では、降伏強度が不合格であった。また、Ｐｃｍ値とＡ値とがいずれも本発明の条件を満足していない鋼板Ｎｏ．４８～４９では、溶接性と降伏強度とがいずれも不合格であった。
　鋼板Ｎｏ．５０～５５では、各化学成分の量、Ｐｃｍ、Ａの値がいずれも本発明の条件を満足していた。しかしながら、鋼板Ｎｏ．５０～５５では、製造条件のいずれかひとつが本発明の条件を満足していなかった。そのため、鋼板Ｎｏ．５０～５５では、鋼板の組織の条件（下部ベイナイト＋マルテンサイト分率、下部ベイナイト分率のうちひとつ以上）が本発明の条件を満足しないことに加え、降伏強度、引張強度、靭性のうち少なくともひとつが不合格であった。
　なお、鋼板Ｎｏ．５４では、鋼片を圧延して鋼板を製造し、放冷を行った後、鋼板を、９３０℃に再加熱して８１０℃から３５０℃までの温度域を４０℃／ｓの冷却速度で冷却した。そのため、例えば鋼板Ｎｏ．５２と比べると、鋼板Ｎｏ．５４では、製造コストが増加した。
　降伏強度が８８５ＭＰａ以上、引張強度が９５０ＭＰａ以上かつ１１３０ＭＰａ以下であり、溶接性に優れる高強度厚鋼板、及びその製造方法を経済的に提供することができる。

Claims (4)

  1. 　化学組成が、質量％で、
    　Ｃ：０．０５％以上かつ０．１０％未満、
    　Ｓｉ：０．２０％以上かつ０．５０％以下、
    　Ｍｎ：０．２０％以上かつ１．２０％未満、
    　Ｃｒ：０．２０％以上かつ１．２０％以下、
    　Ｍｏ：０．２０％以上かつ０．６０％以下、
    　Ｎｂ：０．０１０％以上かつ０．０５０％以下、
    　Ｔｉ：０．００５％以上かつ０．０３０％以下、
    　Ａｌ：０．０１％以上かつ０．１０％以下、
    　Ｂ：０．０００３％以上かつ０．００３０％以下、
    　Ｖ：０％以上かつ０．１０％以下、
    　Ｃｕ：０％以上かつ０．５０％以下、
    　Ｃａ：０％以上かつ０．００３０％以下
    を含有し、
    　Ｎｉ：０．１％以下、
    　Ｐ：０．０１２％以下、
    　Ｓ：０．００５％以下、
    　Ｎ：０．００８０％以下
    に制限し、
    　残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、下記（式１）により定義されるＰｃｍが０．２２％以下であり、下記（式２）により定義されるＡが２．０以下であり、下部ベイナイトの組織分率とマルテンサイトの組織分率との和が９０％以上であり、前記下部ベイナイトの組織分率が７０％以上であり、旧オーステナイト粒のアスペクト比が２以上であり、降伏強度が８８５ＭＰａ以上であり、引張強度が９５０ＭＰａ以上かつ１１３０ＭＰａ以下であることを特徴とする高強度鋼板。
    　Ｐｃｍ＝〔Ｃ〕＋〔Ｓｉ〕／３０＋〔Ｍｎ〕／２０＋〔Ｃｕ〕／２０＋〔Ｎｉ〕／６０＋〔Ｃｒ〕／２０＋〔Ｍｏ〕／１５＋〔Ｖ〕／１０＋５×〔Ｂ〕・・・（式１）
    　Ａ＝（〔Ｍｎ〕＋１．５×〔Ｎｉ〕）／（〔Ｍｏ〕＋１．２×〔Ｖ〕）・・・（式２）
    　ここで、〔Ｃ〕、〔Ｓｉ〕、〔Ｍｎ〕、〔Ｃｕ〕、〔Ｎｉ〕、〔Ｃｒ〕、〔Ｍｏ〕、〔Ｖ〕、〔Ｂ〕は、それぞれ、前記化学組成中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂの質量％である。
  2. 　５０ｎｍ以上のセメンタイトの個数密度が、２０個／μｍ３以下であることを特徴とする請求項１に記載の高強度鋼板。
  3. 　板厚が、６ｍｍ以上かつ２５ｍｍ以下であることを特徴とする請求項１または２に記載の高強度鋼板。
  4. 　質量％で、
    　Ｃ：０．０５％以上かつ０．１０％未満、
    　Ｓｉ：０．２０％以上かつ０．５０％以下、
    　Ｍｎ：０．２０％以上かつ１．２０％未満、
    　Ｃｒ：０．２０％以上かつ１．２０％以下、
    　Ｍｏ：０．２０％以上かつ０．６０％以下、
    　Ｎｂ：０．０１０％以上かつ０．０５０％以下、
    　Ｔｉ：０．００５％以上かつ０．０３０％以下、
    　Ａｌ：０．０１％以上かつ０．１０％以下、
    　Ｂ：０．０００３％以上かつ０．００３０％以下、
    　Ｖ：０％以上かつ０．１０％以下、
    　Ｃｕ：０％以上かつ０．５０％以下、
    　Ｃａ：０％以上かつ０．００３０％以下
    を含有し、
    　Ｎｉ：０．１％以下、
    　Ｐ：０．０１２％以下、
    　Ｓ：０．００５％以下、
    　Ｎ：０．００８０％以下
    に制限し、
    　残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、下記（式３）により定義されるＰｃｍが０．２２％以下であり、下記（式４）により定義されるＡが２．０以下である化学組成を有する鋼を１１００℃以上に加熱し；
    　未再結晶温度域での累積圧下率が６０％以上になるように前記鋼に熱間圧延を行い；
    　前記鋼を、オンラインで、Ａｒ３以上の温度から４５０℃以下かつ３００℃以上の温度まで１０℃／ｓ以上の冷却速度で加速冷却し、加速冷却の停止後放冷する；
    ことを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
    　Ｐｃｍ＝〔Ｃ〕＋〔Ｓｉ〕／３０＋〔Ｍｎ〕／２０＋〔Ｃｕ〕／２０＋〔Ｎｉ〕／６０＋〔Ｃｒ〕／２０＋〔Ｍｏ〕／１５＋〔Ｖ〕／１０＋５×〔Ｂ〕・・・（式３）
    　Ａ＝（〔Ｍｎ〕＋１．５×〔Ｎｉ〕）／（〔Ｍｏ〕＋１．２×〔Ｖ〕）・・・（式４）
    　ここで、〔Ｃ〕、〔Ｓｉ〕、〔Ｍｎ〕、〔Ｃｕ〕、〔Ｎｉ〕、〔Ｃｒ〕、〔Ｍｏ〕、〔Ｖ〕、〔Ｂ〕は、それぞれ、前記化学組成中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂの質量％である。 
PCT/JP2011/075286 2010-11-05 2011-11-02 高強度鋼板及びその製造方法 WO2012060405A1 (ja)

Priority Applications (5)

Application Number Priority Date Filing Date Title
EP11838055.9A EP2612945B1 (en) 2010-11-05 2011-11-02 High-strength steel plate and method for producing same
BR112013010765-0A BR112013010765B1 (pt) 2010-11-05 2011-11-02 placa de aço de alta resistência e método de produção da mesma
KR1020137011406A KR101374422B1 (ko) 2010-11-05 2011-11-02 고강도 강판 및 그 제조 방법
CN201180052498.0A CN103189537B (zh) 2010-11-05 2011-11-02 高强度钢板及其制造方法
JP2012514004A JP5037744B2 (ja) 2010-11-05 2011-11-02 高強度鋼板及びその製造方法

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2010248032 2010-11-05
JP2010-248032 2010-11-05

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2012060405A1 true WO2012060405A1 (ja) 2012-05-10

Family

ID=46024518

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2011/075286 WO2012060405A1 (ja) 2010-11-05 2011-11-02 高強度鋼板及びその製造方法

Country Status (7)

Country Link
EP (1) EP2612945B1 (ja)
JP (1) JP5037744B2 (ja)
KR (1) KR101374422B1 (ja)
CN (1) CN103189537B (ja)
BR (1) BR112013010765B1 (ja)
TW (1) TWI418641B (ja)
WO (1) WO2012060405A1 (ja)

Cited By (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2014037589A (ja) * 2012-08-20 2014-02-27 Nippon Steel & Sumitomo Metal 表層のアレスト性に優れた高張力鋼板およびその製造方法
JP2015004081A (ja) * 2013-06-19 2015-01-08 新日鐵住金株式会社 コイル幅方向の強度ばらつきが少なく靭性に優れた高降伏比高強度熱延鋼板およびその製造方法
US20150098857A1 (en) * 2012-08-21 2015-04-09 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Steel material
JP2017008343A (ja) * 2015-06-17 2017-01-12 新日鐵住金株式会社 Ｌｐｇ貯蔵タンク用鋼板およびその製造方法
WO2018020660A1 (ja) * 2016-07-29 2018-02-01 新日鐵住金株式会社 高強度鋼板
CN111979494A (zh) * 2020-08-28 2020-11-24 东风商用车有限公司 一种薄壁内齿圈用含Ti渗碳钢、其制造方法及薄壁内齿圈成型方法

Families Citing this family (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP3085801B1 (en) 2013-12-20 2019-10-02 Nippon Steel Corporation Hot-pressed steel sheet member and method of manufacturing the same
TWI507536B (zh) * 2013-12-26 2015-11-11 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp A hot-pressed steel sheet member, a method for manufacturing the same, and a steel sheet for hot pressing
CN111051555B (zh) * 2017-09-08 2022-01-21 杰富意钢铁株式会社 钢板及其制造方法
KR102164074B1 (ko) * 2018-12-19 2020-10-13 주식회사 포스코 내마모성 및 고온 강도가 우수한 차량의 브레이크 디스크용 강재 및 그 제조방법
WO2020170774A1 (ja) * 2019-02-20 2020-08-27 Ｊｆｅスチール株式会社 角形鋼管およびその製造方法、並びに建築構造物

Citations (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH01172365A (ja) 1987-12-26 1989-07-07 Kissei Pharmaceut Co Ltd 光学活性な３−アミノ−４−シクロヘキシル−２−ヒドロキシ酪酸塩酸塩およびその製造方法
JPH02250941A (ja) * 1989-03-24 1990-10-08 Sumitomo Metal Ind Ltd 低炭素クロムモリブデン鋼及びその製造方法
JPH05230529A (ja) 1992-02-25 1993-09-07 Nippon Steel Corp 加工性および溶接性の良い高強度熱延鋼板の製造方法
JPH06158160A (ja) 1992-11-19 1994-06-07 Sumitomo Metal Ind Ltd 経済性に優れた高張力調質鋼の製造方法
JPH08269542A (ja) 1995-03-27 1996-10-15 Nippon Steel Corp ９５０Ｎ／ｍｍ２級以上の良溶接性高張力鋼板の製造方法
JPH08269546A (ja) 1995-03-30 1996-10-15 Nippon Steel Corp 低温靭性の著しく優れた超高強度鋼板の製造方法
JPH10265893A (ja) 1997-03-26 1998-10-06 Kobe Steel Ltd 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
JPH1136042A (ja) 1997-07-18 1999-02-09 Sumitomo Metal Ind Ltd アレスト性と溶接性に優れた高張力鋼および製造方法
JPH11172365A (ja) * 1997-12-12 1999-06-29 Sumitomo Metal Ind Ltd 中心部特性に優れる高張力鋼およびその製造方法
JPH11229079A (ja) * 1998-02-09 1999-08-24 Sumitomo Metal Ind Ltd 超高強度ラインパイプ用鋼板およびその製造法
JP2004084019A (ja) 2002-08-27 2004-03-18 Jfe Steel Kk ９８０ＭＰａ超級非調質厚鋼板およびその製造方法
JP2008184638A (ja) * 2007-01-29 2008-08-14 Sumitomo Metal Ind Ltd 厚肉高張力鋼板およびその製造方法
JP2010111936A (ja) * 2008-11-10 2010-05-20 Sumitomo Metal Ind Ltd 鋼材及びその製造方法

Family Cites Families (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH10237583A (ja) * 1997-02-27 1998-09-08 Sumitomo Metal Ind Ltd 高張力鋼およびその製造方法
CN1894434B (zh) * 2003-12-19 2010-06-02 新日本制铁株式会社 用于超高强度管线管的钢板和具有优异的低温韧度的超高强度管线管及其制造方法
CN100434562C (zh) * 2005-11-30 2008-11-19 鞍钢股份有限公司 含Cr高强度管线钢热轧平板及其生产方法
JP4502947B2 (ja) * 2005-12-27 2010-07-14 株式会社神戸製鋼所 溶接性に優れた鋼板
JP4969915B2 (ja) * 2006-05-24 2012-07-04 新日本製鐵株式会社 耐歪時効性に優れた高強度ラインパイプ用鋼管及び高強度ラインパイプ用鋼板並びにそれらの製造方法
JP4410836B2 (ja) * 2008-04-09 2010-02-03 新日本製鐵株式会社 低温靭性の優れた７８０ＭＰａ級高張力鋼板の製造方法

Patent Citations (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH01172365A (ja) 1987-12-26 1989-07-07 Kissei Pharmaceut Co Ltd 光学活性な３−アミノ−４−シクロヘキシル−２−ヒドロキシ酪酸塩酸塩およびその製造方法
JPH02250941A (ja) * 1989-03-24 1990-10-08 Sumitomo Metal Ind Ltd 低炭素クロムモリブデン鋼及びその製造方法
JPH05230529A (ja) 1992-02-25 1993-09-07 Nippon Steel Corp 加工性および溶接性の良い高強度熱延鋼板の製造方法
JPH06158160A (ja) 1992-11-19 1994-06-07 Sumitomo Metal Ind Ltd 経済性に優れた高張力調質鋼の製造方法
JPH08269542A (ja) 1995-03-27 1996-10-15 Nippon Steel Corp ９５０Ｎ／ｍｍ２級以上の良溶接性高張力鋼板の製造方法
JPH08269546A (ja) 1995-03-30 1996-10-15 Nippon Steel Corp 低温靭性の著しく優れた超高強度鋼板の製造方法
JPH10265893A (ja) 1997-03-26 1998-10-06 Kobe Steel Ltd 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
JPH1136042A (ja) 1997-07-18 1999-02-09 Sumitomo Metal Ind Ltd アレスト性と溶接性に優れた高張力鋼および製造方法
JPH11172365A (ja) * 1997-12-12 1999-06-29 Sumitomo Metal Ind Ltd 中心部特性に優れる高張力鋼およびその製造方法
JPH11229079A (ja) * 1998-02-09 1999-08-24 Sumitomo Metal Ind Ltd 超高強度ラインパイプ用鋼板およびその製造法
JP2004084019A (ja) 2002-08-27 2004-03-18 Jfe Steel Kk ９８０ＭＰａ超級非調質厚鋼板およびその製造方法
JP2008184638A (ja) * 2007-01-29 2008-08-14 Sumitomo Metal Ind Ltd 厚肉高張力鋼板およびその製造方法
JP2010111936A (ja) * 2008-11-10 2010-05-20 Sumitomo Metal Ind Ltd 鋼材及びその製造方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP2612945A4 *

Cited By (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2014037589A (ja) * 2012-08-20 2014-02-27 Nippon Steel & Sumitomo Metal 表層のアレスト性に優れた高張力鋼板およびその製造方法
US20150098857A1 (en) * 2012-08-21 2015-04-09 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Steel material
US9994942B2 (en) * 2012-08-21 2018-06-12 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Steel material
JP2015004081A (ja) * 2013-06-19 2015-01-08 新日鐵住金株式会社 コイル幅方向の強度ばらつきが少なく靭性に優れた高降伏比高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP2017008343A (ja) * 2015-06-17 2017-01-12 新日鐵住金株式会社 Ｌｐｇ貯蔵タンク用鋼板およびその製造方法
WO2018020660A1 (ja) * 2016-07-29 2018-02-01 新日鐵住金株式会社 高強度鋼板
KR20180126591A (ko) 2016-07-29 2018-11-27 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 고강도 강판
JPWO2018020660A1 (ja) * 2016-07-29 2019-02-28 新日鐵住金株式会社 高強度鋼板
CN111979494A (zh) * 2020-08-28 2020-11-24 东风商用车有限公司 一种薄壁内齿圈用含Ti渗碳钢、其制造方法及薄壁内齿圈成型方法

Also Published As

Publication number Publication date
KR101374422B1 (ko) 2014-03-17
TW201226582A (en) 2012-07-01
JPWO2012060405A1 (ja) 2014-05-12
JP5037744B2 (ja) 2012-10-03
KR20130051518A (ko) 2013-05-20
CN103189537B (zh) 2016-01-20
EP2612945B1 (en) 2014-04-16
EP2612945A4 (en) 2013-07-24
CN103189537A (zh) 2013-07-03
BR112013010765A2 (pt) 2018-05-02
EP2612945A1 (en) 2013-07-10
TWI418641B (zh) 2013-12-11
BR112013010765B1 (pt) 2018-12-18

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP5037744B2 (ja) 高強度鋼板及びその製造方法
JP4538094B2 (ja) 高強度厚鋼板およびその製造方法
JP4844687B2 (ja) 低降伏比高強度高靭性鋼板及びその製造方法
JP4542624B2 (ja) 高強度厚鋼板およびその製造方法
JP5130796B2 (ja) 大入熱溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高強度厚鋼板およびその製造方法
JP5439973B2 (ja) 優れた生産性と溶接性を兼ね備えた、ｐｗｈｔ後の落重特性に優れた高強度厚鋼板およびその製造方法
WO2015093321A1 (ja) Ｈ形鋼及びその製造方法
WO2013089156A1 (ja) 低温靭性に優れた高強度ｈ形鋼及びその製造方法
JP4730088B2 (ja) 低降伏比高強度厚鋼板およびその製造方法
CN111971407A (zh) 耐磨损钢及其制造方法
WO2013089089A1 (ja) 高強度極厚ｈ形鋼
JP2017115200A (ja) 低温用ｈ形鋼及びその製造方法
WO2015022899A1 (ja) 溶接部品質の優れた電縫鋼管及びその製造方法
JP2016079443A (ja) 靭性に優れた高強度極厚ｈ形鋼及びその製造方法
JP5509654B2 (ja) 耐ｐｗｈｔ特性および一様伸び特性に優れた高強度鋼板並びにその製造方法
JP2013139610A (ja) 引張強さ７８０ＭＰａ以上の高張力厚鋼板およびその製造方法
JP7216902B2 (ja) 油井用電縫鋼管およびその製造方法
JP2009287081A (ja) 高張力鋼とその製造方法
JP6277679B2 (ja) 耐ガス切断割れ性および大入熱溶接部靭性が優れた高張力鋼板
JP2011208213A (ja) 耐溶接割れ性と溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力厚鋼板
JP6237681B2 (ja) 溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力鋼板
JP2017186594A (ja) 低温用ｈ形鋼及びその製造方法
JP6597450B2 (ja) 耐摩耗鋼板及びその製造方法
JP6327186B2 (ja) 非調質低降伏比高張力厚鋼板およびその製造方法
JP5903907B2 (ja) 引張強さ（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上の大入熱溶接熱影響部の靭性と小入熱溶接熱影響部の耐硬化特性に優れた高強度厚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: 2012514004

Country of ref document: JP

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

Ref document number: 11838055

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2011838055

Country of ref document: EP

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20137011406

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

REG Reference to national code

Ref country code: BR

Ref legal event code: B01A

Ref document number: 112013010765

Country of ref document: BR

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 112013010765

Country of ref document: BR

Kind code of ref document: A2

Effective date: 20130430