JP4660315B2 - 靭性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法及び靭性に優れた厚手高強度鋼板 - Google Patents
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Description
具体的には、大型コンテナ船に用いられる板厚50〜80mmの鋼板に対して、(1)降伏強度:390〜460MPa級、(2)板厚中心部靭性:vTrs≦−60℃、(3)溶接入熱量≧20kJ/mmのHAZ靭性:vE(−40℃)≧47J、(4)圧延能率:圧延終了温度≧800℃、を同時に満たすことが要求される。
次に、非特許文献1の図9に示されるように、厚手鋼板では板厚1/2部の靭性が板厚1/4部に比べて低いのが一般的であるから、厚手鋼板を用いた溶接構造物の安全性を考える場合は、鋼板の板厚1/2部靭性を重視する必要がある。例えば、船舶の安全性においては、溶接部から発生した脆性破壊が母材部に伝播して停止すること(アレスト性)が重要である。そして、板厚の厚手化に伴ってアレスト性は板厚1/2部靭性に支配される傾向を強める。従って、大型船舶の安全性向上のためには、厚手鋼板の板厚1/2部靭性を高めることが有効である。特許文献1に示されるように、現状の大型船舶向け厚手鋼板は板厚1/4部靭性が−40℃を満足するレベルであるが、今後の安全性を重視した大型船舶に対しては、板厚1/2部靭性が−60℃を満足するレベルの厚手鋼板が望まれる。
また、非特許文献2の図4に示す例では、圧延終了温度(圧延仕上温度)を700℃程度まで低くすることで−60℃程度のvTrsが達成されている。このように、従来のTMCP技術では、圧延終了温度を800℃未満の低い温度に制御することで厚手鋼板の良好な靭性が達成されてきた。しかしながら、このような低温圧延では圧延途中の温度待ち時間が長くなって圧延能率が著しく低下し、生産性の低下によって製造原価が上昇する問題がある。また、短期間に多量の鋼板供給を求められる場合には、生産能力が逼迫して供給不可能に陥る問題がある。従って、圧延終了温度を800℃以上に高めて圧延能率を阻害することなく厚手鋼板の板厚1/2部靭性を確保する技術が望まれる。
本発明の課題は、板厚50〜80mmの厚手鋼板において、(1)高い降伏強度(390〜460MPa級)、(2)良好な板厚中心部靭性(vTrs≦−60℃)、(3)良好な大入熱溶接HAZ靭性(溶接入熱量≧20kJ/mm、vE(−40℃)≧47J)、(4)高い圧延能率(圧延終了温度≧800℃)、を同時に満足することである。
「1」 本発明の靭性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法は、質量%で、C :0.03〜0.07%、Si:0.2%以下、Mn:1.2〜2.0%、P:0.015%以下、S:0.0005〜0.005%、B:0.0003〜0.003%、Mo:0.01〜0.2%、Al:0.001〜0.034%、Ti:0.005〜0.02%、N:0.001〜0.008%、O:0.001〜0.004%を含有し、さらにCa:0.0003〜0.004%、Mg:0.0003〜0.004%のうち1種以上を含有し、下式(1)と(2)を満たし、
有効B量(%)≧0.0003% (1)
0.30%≦Ceq(%)≦0.40% (2)
残部が鉄および不可避的不純物によって化学成分が構成される連続鋳造スラブを、Ar3が下式(4)で計算されるとき、連続鋳造後にAr3−200℃以下まで冷却した後に1000〜1250℃に再加熱し、その後に下式(3)を満たす熱間圧延を800℃〜900℃で終了し、その後にAr3以上から加速冷却することを特徴とする。
ただし、Ceq=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15 の関係とし、熱間圧延の圧下について、スラブ厚み(mm)/圧延終了時鋼板厚み(mm)≧2.5 (3)の関係とし、Ar3について、Ar3(℃)=910−310C−80Mn−20Cu−55Ni−80Mo (4)の関係とし、有効B量とは、変態前のγ(オーステナイト)素地に固溶するB量を意味する。
(a)O−0.4Ca−0.66Mg−0.89Al≦0のとき
(a1) N−0.29Ti>0ならば、
有効B量=B−0.77(N−0.29Ti)
(a2) N−0.29Ti≦0ならば、
有効B量=B
(b)O−0.4Ca−0.66Mg−0.89Al>0、かつ、Ti−2(O−0.4Ca−0.66Mg−0.89Al)≧0.005のとき、
(b1)N−0.29〔Ti−2(O−0.4Ca−0.66Mg−0.89Al)〕>0ならば、
有効B量=B−0.77{N−0.29〔Ti−2(O−0.4Ca−0.66Mg−0.89Al)〕}
(b2)N−0.29〔Ti−2(O−0.4Ca−0.66Mg−0.89Al)〕≦0ならば、有効B量=B
とすることを特徴とする。
ここで、有効Bについて、
有効B量(%)≧0.0003% (5)
ただし、
(c)O−0.4Ca−0.66Mg−0.17REM−0.35Zr−0.89Al≦0のとき
(c1)N−0.29Ti>0ならば、
有効B量=B−0.77(N−0.29Ti)
(c2)N−0.29Ti≦0ならば、
有効B量=B
(d)ただし、O−0.4Ca−0.66Mg−0.17REM−0.35Zr−0.89Al>0、かつ、Ti−2(O−0.4Ca−0.66Mg−0.17REM−0.35Zr−0.89Al)≧0.005のとき、
(d1)N−0.29〔Ti−2(O−0.4Ca−0.66Mg−0.17REM−0.35Zr−0.89Al)〕>0ならば、
有効B量=B−0.77{N−0.29〔Ti−2(O−0.4Ca−0.66Mg−0.17REM−0.35Zr−0.89Al)〕}
(d2)N−0.29〔Ti−2(O−0.4Ca−0.66Mg−0.17REM−0.35Zr−0.89Al)〕≦0ならば、
有効B量=B
有効B量(%)≧0.0003% (1)
0.30%≦Ceq(%)≦0.40% (2)
ただし、有効B量とは、変態前のγ(オーステナイト)素地に固溶するB量を意味し、Ceq=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15とする。
(a)O−0.4Ca−0.66Mg−0.89Al≦0のとき
(a1) N−0.29Ti>0ならば、
有効B量=B−0.77(N−0.29Ti)
(a2) N−0.29Ti≦0ならば、
有効B量=B
(b)O−0.4Ca−0.66Mg−0.89Al>0、かつ、Ti−2(O−0.4Ca−0.66Mg−0.89Al)≧0.005のとき、
(b1)N−0.29〔Ti−2(O−0.4Ca−0.66Mg−0.89Al)〕>0ならば、
有効B量=B−0.77{N−0.29〔Ti−2(O−0.4Ca−0.66Mg−0.89Al)〕}
(b2)N−0.29〔Ti−2(O−0.4Ca−0.66Mg−0.89Al)〕≦0ならば、有効B量=Bとされてなることを特徴とする。
有効B量(%)≧0.0003% (5)
ただし、
(c)O−0.4Ca−0.66Mg−0.17REM−0.35Zr−0.89Al≦0のとき
(c1)N−0.29Ti>0ならば、
有効B量=B−0.77(N−0.29Ti)
(c2)N−0.29Ti≦0ならば、
有効B量=B
(d)ただし、O−0.4Ca−0.66Mg−0.17REM−0.35Zr−0.89Al>0、かつ、Ti−2(O−0.4Ca−0.66Mg−0.17REM−0.35Zr−0.89Al)≧0.005のとき、
(d1)N−0.29〔Ti−2(O−0.4Ca−0.66Mg−0.17REM−0.35Zr−0.89Al)〕>0ならば、
有効B量=B−0.77{N−0.29〔Ti−2(O−0.4Ca−0.66Mg−0.17REM−0.35Zr−0.89Al)〕}
(d2)N−0.29〔Ti−2(O−0.4Ca−0.66Mg−0.17REM−0.35Zr−0.89Al)〕≦0ならば、
有効B量=B
従って、本発明によって製造される厚手鋼板が造船をはじめとする各種の溶接構造物に使用されることで、構造物の大型化、建造における溶接の高能率化、破壊に対する高い安全性、鋼材の安定供給と経済性、が同時に満たされ、産業上の効果は計り知れない。
板厚50〜80mmでの加速冷却時の冷却速度は、現有設備による通常の冷却条件においては、平均冷却速度で3〜10℃/sと小さく、板厚1/2部ではさらに緩冷となる。このような緩冷条件のもとで十分な焼入性を確保して390〜460MPa級の降伏強度を達成するためには、単純には合金元素を多量に添加すればよいが、そうすると大入熱溶接HAZの焼入性も高まってHAZが硬化して脆化する。そこで、HAZ硬さの目安である炭素当量(Ceq)をできるだけ低減しつつ、母材強度を確保する技術として、BとMoの複合添加に着眼し、TMCP型厚手鋼板を前提に、母材強度、大入熱溶接HAZ靭性、母材靭性、圧延能率を同時に満足する最適な鋼の化学成分と鋼板製造条件を見出した。
まず、母材でBの焼入性を引き出すためにMoに着眼したが、Moは非常に高価であり、大入熱溶接HAZでMA生成(マルテンサイト−オーステナイト混合相生成:MA:Martensite− Austenite constituent)を助長する有害性があることから、従来技術に対してMoの添加量を可能な限り抑えつつ、その効果を有効に引き出す工夫が不可欠となった。そのためには、Bに複合させる微量Moの効果と、その効果が発揮される条件を定量的に明確化することが肝心であると考えた。
図1は10ppmBを含む鋼材(ベース組成:0.05%C−0.1%Si−1.5%Mn−0.01%Al−0.01%Ti−0.003%N−0.002%O−0.001%Ca)にわずか0.08%のMoを複合することによる変態開始温度の低下代と冷却速度の関係を示す。
図1に示す結果から、Bにわずか0.08%のMoを複合して鋼材に添加すると、10℃/s以下(例えば0.5℃/s〜10℃/sの範囲)の緩冷条件において鋼材の焼入性が効果的に向上する効果を見出した。しかも、冷却速度が小さくなるほどその効果が増大する現象を発見した。
鋼の化学成分で決まる有効B量が0.0003%より少ないと固溶Bが不足してBの焼入性が不足する。Ceqが0.30%未満ではB以外の化学成分の焼入性が不足する。
圧延後の加速冷却をAr3未満から行うと、フェライト分率が増加して降伏強度が大きく低下する。加速冷却を行う場合の水量密度が0.3m3/m2/min未満だと冷却速度が不足して焼入性が不足する。
その検討の結果、適正にCとSiを低減すれば、MAをごく少量しか含まない、あるいはMAを全く含まない上部ベイナイトが高温で生成することを見出した。このように、B−微量Mo成分に低C−低Si成分を組み合わせると、脆化相であるMAが減少することに加えて、脆化相であるセメンタイトが少量かつ微細に分散し、硬さも低下する効果を得られることが判明した。このような大入熱溶接HAZの上部ベイナイト制御を主眼とした成分最適化により、MA減少、セメンタイト少量微細化、硬さ低減、の三つの効果が重畳し、B−微量Mo成分でも良好な大入熱溶接HAZ靭性を達成できる見込みが得られた。
このような理由から、本発明の大入熱溶接HAZではピン止め効果を積極的に利用する。このとき、Ceqを0.40%以下に制御する必要がある。Ceqが0.40%を超えると、例え低C−低Si−微量Mo−B成分でも、上部ベイナイトにおけるMA増加と硬さ上昇を回避することが難しく、γ細粒化を図っても良好なHAZ靭性を得ることは容易ではない。
本発明の母材組織は上部ベイナイト主体に制御されるから、上部ベイナイトの脆性破壊における金属学的要因を、本成分系のもとで具体的に検討した。
その結果、i)γ粒微細化、ii)MA低減、iii)セメンタイト少量微細化、が板厚1/2部靭性の向上にとって極めて重要であるとの結論に達し、先述した大入熱溶接HAZ靭性への対策が有効利用できることが判明した。
i)γ粒微細化のために、スラブ再加熱時のγ粒を細粒化する。そのために、連続鋳造後にスラブをAr3−200℃以下に冷却してγ→α変態させ、その後に1250℃以下に再加熱することでα→γ変態させる必要がある。スラブをAr3−200℃以上から再加熱すると、スラブ内部でγ→α変態が未完了のうちに再加熱されて鋳造時の粗大γが残存する。本成分系では、鋳造時のγ粒が従来鋼より大きくなる欠点があり、この欠点を克服するために確実にγ→α→γ変態を経由してスラブを再加熱することが重要である。
本発明では、スラブ冷却時や圧延後水冷までの空冷時を対象に以下の式(4)を用いてAr3を計算する。これらの場合、冷却速度が極めて小さいので、Bの焼入性は実質的に無視できるほど小さく、下式(4)をAr3の目安として使って実用上問題ない。
Ar3(℃)=910−310C−80Mn−20Cu−55Ni−80Mo (4)
従って、本発明では大入熱溶接HAZ靭性の観点からできるだけNb添加を控えつつ、母材靭性を高めなければならない制約がある。
以上説明したように、本発明の要点は、TMCP型厚手母材と大入熱溶接HAZに共通する小さな冷却速度のもとで、Bと微量Moの組合せによる焼入性の向上効果を利用し、MAやセメンタイトなどの脆化相が少量かつ微細に分散した靭性の良好な上部ベイナイト組織を活用することである。
Cは厚手母材で高い強度を確保するためにB−微量Mo添加と相俟って0.03%以上必要である。B−微量Mo成分のもとで良好な大入熱溶接HAZ靭性と良好な板厚1/2部靭性を確保するために、Cを0.07%以下に抑える必要がある。
Siは脱酸作用を有するが、B−微量Mo成分のもとで良好な大入熱溶接HAZ靭性と良好な板厚1/2部靭性を確保するために、Siを0.2%以下に抑える必要がある。
Mnは脱酸作用を有すると同時に、厚手母材で高い強度を経済的に確保するために1.2%以上必要である。ただし、2.0%を超えてMnを添加すると、スラブの中心偏析の有害性が顕著となるため、板厚1/2部の母材靭性や大入熱溶接HAZ靭性が劣化するためこれが上限である。
Pは不純物元素であり、板厚1/2部靭性と大入熱溶接HAZ靭性を安定的に確保するために、0.015%以下に低減する必要がある。
Sは必要な元素であり、後述する大入熱溶接HAZでのピン止め効果のために0.0005%以上添加する。Sは適正に添加されたCaやMgと結合して、微細な硫化物を数多く形成してγ細粒化をもたらす。しかし、Sが0.005%を超えると硫化物が粗大化してピン止め効果が低下すると同時に、破壊起点しての有害性も顕著となるから、大入熱溶接HAZ靭性が劣化する。
TiはNと結合してTiNを形成し固溶Nを低減する。その結果、添加されたBがBNを形成することを抑え、γ中の固溶Bを確保することでBの焼入性を確保する効果がある。同時に、TiNはスラブ再加熱時と大入熱溶接HAZでピン止め効果に貢献しγ細粒化に寄与する。このような二つの効果を同時に発揮するために、Tiを0.005〜0.02%、Nを0.001〜0.008%、有効B量を0.0003%以上とする必要がある。TiとNがそれぞれ0.005%、0.001%に満たないとTiNによるピン止め効果が十分に発揮されず、厚手母材と大入熱溶接HAZ靭性が劣化する。TiとNがそれぞれ0.02%、0.008%を超えると、TiC析出や固溶N増加によって厚手母材と大入熱溶接HAZ靭性が劣化する。さらに、TiとNが適正範囲にあっても、有効B量が0.0003%未満であると、γ中の固溶Bの量が不足して焼入性を確保できないから、厚手母材で上部ベイナイト主体の組織制御が困難となり、強度、靭性を確保できなくなる。
化学成分として添加されたTiは、溶鋼中の脱酸で消費される場合があり(低Alの場合に起こりやすい)、脱酸後に残ったTiが凝固後のγ中でTiNを形成する。このとき、Tiに対してNが過剰であると、TiNを形成した後に残ったNがBの一部と結合してBNを形成する。そして、BNを形成した残りのBが固溶Bとして焼入性に寄与する。この焼入性に寄与する固溶B量を本発明では有効B量として扱う。
各元素の添加量、熱力学的な反応順序、生成物質の化学量論組成、に基づいた有効B量の計算方法を以下に説明する。まず、脱酸力の高い順にCa、Mg、REM(希土類元素)、Zr、AlがOと結合すると仮定する。このときの脱酸生成物としてCaO、MgO、REM2O3、ZrO2、Al2O3を仮定して、脱酸されるO量を計算する。
O−0.4Ca−0.66Mg−0.17REM−0.35Zr−0.89Al>0
この場合、残ったOをTiが脱酸することになる。そこで、Ti2O3を仮定して、脱酸で消費されるTiを差し引いた残りのTiは下式で計算され、この値が0.005%以上になる必要がある。
ここで、脱酸で消費されるTiを差し引いた残りのTiが0.005%以上必要なのは、先の段落に記載するように、本願に必要なTiNを確保するためである。脱酸で消費されるTiを差し引いた残りのTiが0.005%未満であると、TiNによるピン止め効果が十分に発揮されず、厚手母材と大入熱溶接HAZ靭性が劣化する。
脱酸で残った0.005%以上のTiがTiNを形成し、Nが残る場合は下式が正の値、Nが残らない場合は下式が0または負の値になる。
N−0.29〔Ti−2(O−0.4Ca−0.66Mg−0.17REM−0.35Zr−0.89Al)〕>0 :Nが残る場合
N−0.29〔Ti−2(O−0.4Ca−0.66Mg−0.17REM−0.35Zr−0.89Al)〕≦0 :Nが残らない場合
上式が正の値となってNが残る場合は、Bの一部がBNとして消費されるから、下式によって有効B量が計算される。
有効B量=B−0.77{N−0.29〔Ti−2(O−0.4Ca−0.66Mg−0.17REM−0.35Zr−0.89Al)〕}
上式が0または負の値となってNが残らない場合は、下式によって有効B量が計算される。
有効B量=B
例えば、CaOの場合、原子量はCaが40でOが16であるから、Caの質量%に対して16/40=0.4のOが結合する。Al2O3であれば原子量はAlが27でOが16であるから、Alの質量%に対して(16×3)/(27×2)=0.89のOが結合する。以下同様の計算概念として前述の式の各元素の係数(0.66:Mg、0.17:REM、0.35:Zr)を規定した。
有効B量=成分B量−BasBN
→B as BN=0.77(N−N as TiN)
→N as TiN=0.29(Ti−Ti as Ti2O3)
→Ti as Ti2O3=2(O−O as CaO−O as MgO−O as REM2O3−O as ZrO2−O as Al2O3)
→O as CaO=0.4Ca
O as MgO=0.66Mg
O as REM2O3=0.17REM
O as ZrO2=0.35Zr
O as Al2O3=0.89Al
1)液相(溶鋼中)での脱酸反応(1600℃付近)
Oとの化学的親和力の強い順にCaO→MgO→REM2O3→ZrO2→Al2O3の反応が生じて溶鋼中の溶存Oが減少していく。これで脱酸が完了する場合は式(a)と(c)で表現される。脱酸が完了せずに溶存Oが残る場合は、式(b)、(d)で表現され、Alより弱脱酸元素であるTiがTi2O3として脱酸に寄与し、成分Tiから脱酸で消費されたTiasTi2O3を差し引いた残りのTiが0.005%以上となる。
Nとの化学的親和力の強い順にTiN→BN→AlNの反応が生じて固相γ中の固溶Nが減少していく。まず、脱酸で消費された残りのTiが脱窒反応を生じる。これで脱窒が完了する場合は式(a2)、(b2)、(c2)、(d2)で表現され、γ中に固溶Nが存在しないからBはBNを形成せずに全てが固溶Bとして存在する。一方、Tiによって脱窒が完了せず固溶Nが残る場合は式(a1)、(b1)、(c1)、(d1)で表現され、Bの一部がBNを生成し残りが固溶Bとなる。
O−0.4Ca−0.66Mg−0.17REM−0.35Zr−0.89Al≦0
この場合、Tiは脱酸で消費されない。TiがTiNを形成し、Nが残る場合は下式を満たす。
N−0.29Ti>0
このときの有効B量は下式で計算される。
有効B量=B−0.77(N−0.29Ti)
TiがTiNを形成し、Nが残らない場合は下式を満たす。
N−0.29Ti≦0
このときの有効B量は下式で計算される。
有効B量=B
Ca、Mgは溶鋼への添加順序を考慮しつつ一方あるいは両方を0.0003%以上添加することで、CaやMgを含有する10〜500nmの酸化物や硫化物を1000個/mm2以上確保することができる。CaやMgが0.0003%未満では、ピン止め粒子である酸化物や硫化物の個数が不足する。しかし、それぞれ0.004%以上添加すると、酸化物や硫化物が粗大化してピン止め粒子の個数が不足すると同時に、破壊起点としての有害性も顕著となって、大入熱溶接HAZ靭性が劣化する。
Cu、Ni、Cr、Nb、Vは厚手母材の強度と靭性を確保するために有効であるが、いずれの元素も大入熱溶接HAZのMA生成を助長するので、各元素の利害得失を慎重に判断して添加量を吟味する必要がある。特に、B−微量Mo成分へのNbは細心の注意が必要である。これらの元素が厚手母材の材質改善に効果を発揮する下限は、Cu、Ni、Crでは0.01%であり、Nb、Vでは0.001%である。一方、大入熱溶接HAZ靭性を劣化させる観点から、各元素の有害性を反映して、Cu、Ni、Cr、Nb、Vの上限はそれぞれ1%、3%、0.5%、0.02%、0.1%である。本発明ではNbの有害性が大きい。
REM、Zrは脱酸と脱硫に関与するが、板厚1/2部の粗大な延伸MnSの生成を抑えて硫化物を球状無害化し、厚手母材と大入熱溶接HAZ靭性を改善する。これらの効果を発揮するためには、REMとZrの下限はともに0.0003%である。ただし、これらの添加量を増やしても効果は飽和するため、経済性の観点からREMとZrの上限はともに0.02%である。ここでのREMとはLaやCeなどのランタノイド系元素のことである。
表1に鋼の化学成分を示す。表2と表3に鋼板製造条件を示す。表4と表5に鋼板の機械的性質を示す。母材の機械的性質は、板厚1/2部−圧延長手(L)方向から試験片を採取した。継手のHAZ靭性は、突合せ開先をエレクトロガス溶接(EGW)による1パス溶接を行ない、板厚1/2部HAZの溶融線から1mm離れたHAZにノッチを入れて調べた。−40℃で3本のシャルピー衝撃試験を行ない、平均の吸収エネルギー値を評価した。
一方、比較鋼14〜22は鋼の化学成分が適正でないため、比較鋼1A〜1Hは鋼板製造条件が適正でないため、降伏強度、板厚1/2部靭性、大入熱溶接HAZ靭性、圧延能率、のいずれかが劣り、本発明のようにこれら複数の要求特性を同時に満足することができない。比較鋼24は化学成分は好ましい範囲であるが有効B量が少ない例である。
比較鋼1Aはスラブ再加熱の開始温度が高いため、比較鋼1Cはスラブ再加熱温度が高いため、スラブ再加熱時のγ粒が粗大化して板厚1/2部靭性が劣る。比較鋼1Dは圧下比が小さいため、比較鋼1Eは圧延終了温度が高いため、圧延終了時のγ粒が粗大化して板厚1/2部靭性が劣る。比較鋼1Bはスラブ再加熱温度が低いため、比較鋼1Cはスラブ再加熱温度が高いため、鋼の化学成分できまる有効B量が十分であっても実質的な固溶Bが不足し、焼入性を確保できず降伏強度が劣る。この焼入性の低下は、板厚1/2部靭性の劣化要因にもなっている。比較鋼1Fは圧延終了温度が低いため、圧延時間が長くなる。圧延途中の温度待ちにおいて、鋼板温度が800℃未満になるとなかなか冷えないため、待ち時間が長くなって圧延能率が大幅に劣化する。比較鋼1Gは水冷開始温度がAr3未満と低いため、比較鋼1Hは水量密度が小さいため、フェライト生成が促され、セメンタイトも粗大化するため、降伏強度と板厚1/2部靭性が劣る。
Claims (8)
- 質量%で、
C :0.03〜0.07%
Si:0.2%以下
Mn:1.2〜2.0%
P :0.015%以下
S :0.0005〜0.005%
B :0.0003〜0.003%
Mo:0.01〜0.2%
Al:0.001〜0.034%
Ti:0.005〜0.02%
N :0.001〜0.008%
O :0.001〜0.004%
を含有し、さらに
Ca:0.0003〜0.004%
Mg:0.0003〜0.004%
のうち1種以上を含有し、
下式(1)と(2)を満たし、
有効B量(%)≧0.0003% (1)
0.30%≦Ceq(%)≦0.40% (2)
残部が鉄および不可避的不純物によって化学成分が構成される連続鋳造スラブを、Ar3が下式(4)で計算されるとき、連続鋳造後にAr3−200℃以下まで冷却した後に1000〜1250℃に再加熱し、その後に下式(3)を満たす熱間圧延を800℃〜900℃で終了し、その後にAr3以上から加速冷却することを特徴とする、靭性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法。
ただし、Ceq=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15 の関係とし、熱間圧延の圧下について、
スラブ厚み(mm)/圧延終了時鋼板厚み(mm)≧2.5 (3)の関係とし、
Ar3について、
Ar3(℃)=910−310C−80Mn−20Cu−55Ni−80Mo (4)の関係とし、有効B量とは、変態前のγ(オーステナイト)素地に固溶するB量を意味する。 - 前記有効B量において、
(a)O−0.4Ca−0.66Mg−0.89Al≦0のとき
(a1) N−0.29Ti>0ならば、
有効B量=B−0.77(N−0.29Ti)
(a2) N−0.29Ti≦0ならば、
有効B量=B
(b)O−0.4Ca−0.66Mg−0.89Al>0、かつ、Ti−2(O−0.4Ca−0.66Mg−0.89Al)≧0.005のとき、
(b1)N−0.29〔Ti−2(O−0.4Ca−0.66Mg−0.89Al)〕>0ならば、
有効B量=B−0.77{N−0.29〔Ti−2(O−0.4Ca−0.66Mg−0.89Al)〕}
(b2)N−0.29〔Ti−2(O−0.4Ca−0.66Mg−0.89Al)〕≦0ならば、有効B量=B
とすることを特徴とする請求項1に記載の靭性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法。 - さらに、質量%で
Cu:0.01〜1%
Ni:0.01〜3%
Cr:0.01〜0.5%
Nb:0.001〜0.02%
V : 0.001〜0.1%
の中から1種以上を含有することを特徴とする、請求項1または2に記載の靭性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法。 - さらに、質量%で
REM:0.0003〜0.02%
Zr:0.0003〜0.02%
のうち1種以上を含有し、(1)式に代わって下式(5)を満たすことを特徴とする、請求項1〜3のいずれかに記載の靭性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法。
ここで、有効Bについて、
有効B量(%)≧0.0003% (5)
ただし、
(c)O−0.4Ca−0.66Mg−0.17REM−0.35Zr−0.89Al≦0のとき
(c1)N−0.29Ti>0ならば、
有効B量=B−0.77(N−0.29Ti)
(c2)N−0.29Ti≦0ならば、
有効B量=B
(d)ただし、O−0.4Ca−0.66Mg−0.17REM−0.35Zr−0.89Al>0、かつ、Ti−2(O−0.4Ca−0.66Mg−0.17REM−0.35Zr−0.89Al)≧0.005のとき、
(d1)N−0.29〔Ti−2(O−0.4Ca−0.66Mg−0.17REM−0.35Zr−0.89Al)〕>0ならば、
有効B量=B−0.77{N−0.29〔Ti−2(O−0.4Ca−0.66Mg−0.17REM−0.35Zr−0.89Al)〕}
(d2)N−0.29〔Ti−2(O−0.4Ca−0.66Mg−0.17REM−0.35Zr−0.89Al)〕≦0ならば、
有効B量=B - C :0.03〜0.07%(質量%、以下同じ)、
Si:0.2%以下、
Mn:1.2〜2.0%、
P:0.015%以下、
S :0.0005〜0.005%、
B :0.0003〜0.003%、
Mo:0.01〜0.2%、
Al:0.001〜0.034%、
Ti:0.005〜0.02%、
N:0.001〜0.008%、
O :0.001〜0.004%、
を含有し、さらに
Ca:0.0003〜0.004%
Mg:0.0003〜0.004%
のうち1種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、
板厚:50〜80mm、降伏強度:390〜460MPa級、板厚中心部靭性:vTrs:−60℃以下、溶接入熱量≧20kJ/mm、のHAZ靭性:vE(−40℃)≧47Jの条件を満足する靭性に優れた厚手高強度鋼板。 - 下式(1)と(2)を満たすことを特徴とする請求項5に記載の靭性に優れた厚手高強度鋼板。
有効B量(%)≧0.0003% (1)
0.30%≦Ceq(%)≦0.40% (2)
ただし、有効B量とは、変態前のγ(オーステナイト)素地に固溶するB量を意味し、Ceq=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15とする。 - 前記(1)式の有効B量において、
(a)O−0.4Ca−0.66Mg−0.89Al≦0のとき
(a1) N−0.29Ti>0ならば、
有効B量=B−0.77(N−0.29Ti)
(a2) N−0.29Ti≦0ならば、
有効B量=B
(b)O−0.4Ca−0.66Mg−0.89Al>0、かつ、Ti−2(O−0.4Ca−0.66Mg−0.89Al)≧0.005のとき、
(b1)N−0.29〔Ti−2(O−0.4Ca−0.66Mg−0.89Al)〕>0ならば、
有効B量=B−0.77{N−0.29〔Ti−2(O−0.4Ca−0.66Mg−0.89Al)〕}
(b2)N−0.29〔Ti−2(O−0.4Ca−0.66Mg−0.89Al)〕≦0ならば、有効B量=B
とされてなることを特徴とする請求項6に記載の靭性に優れた厚手高強度鋼板。 - さらに、質量%で
REM:0.0003〜0.02%
Zr:0.0003〜0.02%
のうち1種以上を含有し、(1)式に代わって下式(5)を満たすことを特徴とする、請求項6に記載の靭性に優れた厚手高強度鋼板。
有効B量(%)≧0.0003% (5)
ただし、
(c)O−0.4Ca−0.66Mg−0.17REM−0.35Zr−0.89Al≦0のとき
(c1)N−0.29Ti>0ならば、
有効B量=B−0.77(N−0.29Ti)
(c2)N−0.29Ti≦0ならば、
有効B量=B
(d)ただし、O−0.4Ca−0.66Mg−0.17REM−0.35Zr−0.89Al>0、かつ、Ti−2(O−0.4Ca−0.66Mg−0.17REM−0.35Zr−0.89Al)≧0.005のとき、
(d1)N−0.29〔Ti−2(O−0.4Ca−0.66Mg−0.17REM−0.35Zr−0.89Al)〕>0ならば、
有効B量=B−0.77{N−0.29〔Ti−2(O−0.4Ca−0.66Mg−0.17REM−0.35Zr−0.89Al)〕}
(d2)N−0.29〔Ti−2(O−0.4Ca−0.66Mg−0.17REM−0.35Zr−0.89Al)〕≦0ならば、
有効B量=B
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