JP7267430B2 - 鋼板の調製方法 - Google Patents

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Description

本発明は、極厚鋼板およびその製造方法に関し、特に６９０ＭＰａグレードの極厚鋼板およびその製造方法に関する。
国家海洋開発戦略の実施および石油ガス資源の採掘が徐々に陸地から深海および極地方向に展開することによって、海洋プラットフォームの性能および構造の安全性に対する要件がより高くなってきている。海洋プラットフォームの製造に必要な鋼材は、高強度かつ高靭性に向かって発展しており、降伏強度６９０ＭＰａグレードの高強度・高靭性海洋プラットフォームのための厚板の需要量が大きくなってきている。従来の海洋工学のための６９０ＭＰａグレードの極厚鋼板のコアの機械的特性は改善が難しい。鋼板の全体的な性能を均一に向上させるためには、通常、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃｕなどの多数の元素が添加され、これらの元素の総量は４％以上もあるので、合金コストが高い。また、製造方法には、多数の焼き入れなどの工程が必要となり、製造困難が大きい。近年、海洋工学建設の改善を満たすために、高強度グレードの極厚鋼板の開発が広く懸念されている。
特許番号２０１５１０１２５４８５．１である中国発明特許は、低温衝撃靭性に優れた低降伏比、高靭性、高強度の極厚鋼板およびその製造方法を開示しているが、その低降伏比、高靭性、高強度の極厚鋼板の化学組成にＮｉが３．６～５．５％含有されているので、コストが高い。
特許番号２０１６１００２６４４６．０である中国発明特許は、海洋工学用の高強度鋼板およびその製造方法を開示しているが、ＮｂとＶマイクロマイヤ化方法を使用しているにもかかわらず、Ｍｎなどの焼入れ性は高くなり含有量が高くないので、鋼板の最大厚さは１００ｍｍを超えることができない。
材料開発の現状から見れば、高性能の海洋工学用極厚鋼板の性能がまだ改善される必要がある。
発明の目的：従来技術の欠点を克服するために、本発明は、海洋工学などの過酷な使用環境での高性能極厚鋼板の需要に対応できる、優れたコアの機械的特性を有する６９０ＭＰａグレードの極厚鋼板を提供する。
本発明の他の目的は、上記の６９０ＭＰａグレードの極厚鋼板を製造するための方法を提供することである。
技術的解決策：本発明の６９０ＭＰａグレードの極厚鋼板において、化学組成の質量百分率は、Ｃ：０．０４～０．０８％、Ｍｎ：５．２～６．０％、Ｓｉ：０．１～０．４％、Ｍｏ：０．１～０．５％、Ｎｉ：０．２～０．６％、Ｃｒ：０．２～０．６％、Ｔｉ：０．０１～０．０５％、Ｓ：≦０．００５％、Ｐ：≦０．０１０％、残部Ｆｅおよび不純物を含む。
さらに、前記鋼板の厚さが８０～１５０ｍｍとなっている。
さらに、前記鋼板の微細構造は、マルテンサイトとオーステナイトを有し、その中に、オーステナイトの体積分率は４～１０％である。
さらに、前記鋼板のコアの機械的特性は、降伏強度が６９０ＭＰａ以上、引張強度が７７０ＭＰａ以上、破壊後の伸びは１４％以上、－６０℃でのＶ型試験片のシャルピー振り子衝撃試験で吸収されるエネルギーは８０Ｊ以上である。
さらに、前記鋼板の板厚方向の延びによる断面収縮率は５０％以上である。
本発明に記載の６９０ＭＰａグレードの極厚鋼板の製造方法は、以下のステップを含む技術的解決策を採用している。
（１）鉄水脱硫処理後、転炉製錬を行い、鋼水の中のＳ、Ｐ含有量をＳ≦０．００５％、Ｐ≦０．０１０％に還元する。
（２）ＬＦ精錬によってＣ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｔｉ元素に必要な質量分率の合金化を完了した後、ＲＨ処理を行い、真空度≦４ｍｂａｒ、加工時間≧２０ｍｉｎにする。
（３）鋳造によってスラブを取得し、スラブの厚さと鋼板の厚さの比は４以上となっている。
（４）スラブの温度を１０６０～１１４０℃まで加熱し、均熱時間が４０～９０ｍｉｎとなっている。
（５）加熱されたスラブを圧延し、圧延開始温度≦１０２０℃、圧延終了温度≧９３０℃、通過変形量≧１０％にする。
（６）圧延後の鋼板に対して即時に水冷を行い、冷却後の鋼板表面の赤に戻る温度が≦３６０℃で、平均冷却速度が１～５℃／ｓとなっている。
（７）焼入れ熱処理を行い、鋼板を７８０～８３０℃までに再加熱し、均熱時間が５～１５ｍｉｎで、鋼板表面の赤に戻る温度が≦１１０℃までに水冷し、平均冷却速度が２～８℃／ｓとなっている。
（８）焼戻し熱処理を行い、焼入れ後の鋼板を６１０～６４０℃までに加熱し、均熱時間が４０～７０ｍｉｎで、焼戻し後の鋼板が室温までに空冷される。
有益な効果：本発明の鋼板は、マンガンを主な合金元素として使用し、極厚鋼板の製造時にニッケルなどの高価な元素の添加量を減らすことで、合金コストが削減している。特定の製造プロセスを使用することによって、製造された極厚鋼板に高強度、高塑性、高靭性の優れたコアの機械的特性、および抗層状引き裂き性能を備えさせ、海洋工学などの過酷な使用環境での高性能極厚鋼板に対する需要に対応することができる。
図１は、実施例１の中の鋼板のコア組成の透過型電子顕微鏡写真である。
以下では、実施例に合わせて本発明の化学組成、製造工程、構成および性能を説明する。
本発明の６９０ＭＰａグレードの極厚鋼板の化学組成設計において、Ｃは、格子間固溶体強化により構造強度を大幅に高めることができ、重要な強化元素であり、重要なオーステナイト安定化元素でもあるが、低温衝撃靭性と溶接性を確保するために、その添加量を低レベルに制御する必要がある。Ｍｎは、置換と固溶体強化によって構造の強度を高めると同時に、オーステナイトの安定性を大幅に向上させることができる。ＣとＭｎを適切に添加すると、焼入れ性が大幅に向上し、過冷却オーステナイトの相転移温度を下げ、高強度のマルテンサイト構造を取得することができる。一方、マルテンサイト焼戻しプロセスでは、ＣとＭｎの添加によって、一定量の逆変換オーステナイトを形成するのに必要な温度を下げた。ＣおよびＭｎは、逆変換オーステナイトに富んでいるため、低温でも安定した構造を維持することができ、本発明の可塑性および靭性を改善するための重要な構造となっている。本発明の焼戻し温度が６００℃より低い場合、特に５５０℃の温度付近で焼戻しをする場合、Ｍｎ、Ｐなどの元素の粒界偏析を引き起こしやすく、靭性を減らすことがあるので、ご留意ください。発明者は、本発明におけるＣおよびＭｎ元素の作用機序を十分に検討し、Ｃが０．０４～０．０８％、Ｍｎが５．２～６．０％と言う「低炭素中マンガン」組成設計を決定した。
Ｓｉは製鋼工程の脱酸素元素であり、適量のＳｉはＭｎとＰの偏析を抑制し、靭性を向上させることができる。Ｓｉは固溶体強化も可能であるが、含有量が０．３％を超えると靭性が大幅に低下することがある。本発明では、Ｓｉを０．１～０．４％に制御されている。
Ｍｏは焼戻し後のマルテンサイトの強度を高めることができ、特定の含有量範囲内で、Ｍｎの粒界偏析を弱めて靭性を向上させることもできる。本発明において、Ｍｏの含有量を０．１～０．５％に制御されているため、Ｍｏの役割を果たしながら、コストを大幅に増加させることはない。
Ｎｉはオーステナイト相の安定化、焼入れ性の向上、延性-脆性転移温度の低下が可能で、低温靭性の向上に有効な元素であると同時に、溶接性の向上にも役立つ。但し、Ｎｉは高価であり、本発明は、Ｎｉ含有量を０．２～０．６％に制御し、コストを大幅に増加させることなく、Ｎｉ元素の有益な効果を十分に発揮している。
Ｃｒは明らかな固溶体強化効果を生み出すことができ、強度の向上に有益で、耐食性の改善をすることができる。しかし、本発明において多数のＭｎ元素を添加する場合では、Ｃｒ含有量が高すぎると、焼戻し時に粒界でＣｒおよびＭｎの炭化物が形成されやすくなり、亀裂成長に対する粒界の障壁を減らし、塑性および靭性を低下させることがある。本発明において、Ｃｒの含有量範囲は０．２～０．６％の適切な範囲内に制御されている。
本発明では、少量のＴｉが添加されているため、微細で分散した第２相析出形態を介した高温での粒界移動を妨げることができ、それにより結晶粒を微細化し、機械的特性を改善している。添加量は０．０１～０．０５％の範囲内に制御されている。
ＰおよびＳの含有量を厳密に制御する必要があり、本発明において、中程度含有量のＭｎ元素を添加した場合、Ｓは、ＭｎとＭｎＳを形成しやすく、可塑性を低下させることがある。Ｐは粒界に偏析する傾向があり、粒界の亀裂成長抵抗を低下させ、靭性が低下させる。本発明は、Ｓ≦０．００５％およびＰ≦０．０１０％が必要となる。
本発明の残りの部分はＦｅであるが、通常の製造工程では原材料または周囲の環境から不純物が混入することは避けらない。これらの不純物は当業者には明らかであるため、それらの名前および内容は、本明細書では具体的に記載されていない。
本発明の製造方法において、鉄水脱硫処理後、転炉製錬を行うことによって、Ｓ、Ｐ含有量をＳ≦０．００５％、Ｐ≦０．０１０％に還元し、十分高い真空度（真空度≦４ｍｂａｒ）、十分長い真空時間（処理時時間≧２０ｍｉｎ）のＲＨ処理によってガス不純物元素の含有量を減らしているが、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｔｉおよびその他の合金の添加はＬＦ精錬によって完了するため、高純度の製錬効果が得られる。
スラブ鋳造は、連続鋳造または型鋳造＋鍛造で、さまざまなサイズのスラブを得ることができる。スラブの厚さ≦３２０ｍｍの場合は連続鋳造によって得られるため、生産効率が高い。それより厚いスラブ（＞３２０ｍｍ）は、型鋳造＋鍛造によって得られる。本発明で要求されるコアの機械的特性を達成するために、必要な条件として十分な圧延総変形量が必要となっている。本発明では、鋼板の厚さに対するスラブの厚さの比は４以上である必要があるので、圧延総変形量が７５％以上であることを保証することができる。鋼板の厚さが８０ｍｍの場合、必要なスラブの厚さは３２０ｍｍ以上、鋼板の厚さが１５０ｍｍの場合、必要なスラブの厚さは６００ｍｍ以上である。得られたスラブは、圧延および熱処理プロセスを通じて必要な構造と特性を取得する。
本発明の組成範囲内では、鋼のＡｃ３温度が７７０℃以下である。スラブを１０６０～１１４０℃に加熱すると、高温のオーステナイト構造が形成されると同時に、Ｃ、Ｍｎなどの合金元素が拡散により均質化される。スラブのコアの温度が表面温度に近く、保温が続く均熱中に、オーステナイトはスラブ全体で均質化され、４０～９０ｍｉｎの均熱時間は元素の均一な拡散を保証することができる。１１４０°Ｃ以下の温度では、Ｔｉの第２相粒子が結晶粒の成長を妨げる役割を果たすことができる。ただし、温度が１０６０℃未満の場合、元素の拡散が遅くなり、オーステナイトの均質化効率が低くなることがある。
本発明において、加熱されたスラブは、結晶粒を微細化するために、９３０℃以上で再結晶化され、圧延される。圧延開始温度≦１０２０℃の場合は、再結晶後の結晶粒成長速度が速すぎるのを防ぐことができる。通過変形量が１０％以上の場合は、再結晶の微細化効果を保証するために、オーステナイトを変形後に十分な歪みエネルギーの累積を持たせることができる。
鋼板を圧延した後、圧延変形後に微細化された再結晶粒の過度の成長を避けるために、圧延後の鋼板を直ちに水冷する必要がある。水冷中にマルテンサイトの変換が発生することもある。本発明において十分な量のＭｎ元素を添加することにより、マルテンサイト変換の臨界冷却速度は１℃／ｓ未満であるが、冷却速度が低い場合でもマルテンサイト構造を得ることができる。鋼板の厚さが厚い場合、コアの冷却は通常、表面の冷却よりも大幅に遅くなるが、本発明の組成設計は、厚さ８０～１５０ｍｍの鋼板のコアにおいてもマルテンサイト変換が発生することを保証することができる。但し、冷却速度が速すぎると、鋼板の熱応力が高すぎになりやすく、鋼板にひび割れが生じることさえあり得るので、本発明は、平均冷却速度が５℃／ｓを超えないように制御されている。圧延後に冷却された鋼板の表面が赤に戻る温度は３６０℃以下に選択されているため、冷却中の明らかな元素偏析を防ぎ、粗大な炭化物の析出を抑えることができると同時に、この温度はまた、本発明の組成におけるマルテンサイト変換開始温度よりも低い。本発明で選択された圧延後の冷却プロセスは、その後の熱処理プロセスに適した前駆体構造を提供することができる。
本発明は、鋼板に対して焼入れ＋焼戻し熱処理を行う。７８０～８３０℃の焼入れ温度はＡｃ３より高く、オーステナイト構造は均熱により得られる。鋼板は圧延後に水冷を行い、冷却中の元素の偏析や粗大な炭化物の生成が回避されたため、オーステナイト内の元素の均質化時間が大幅に短縮されている。本発明が選択された焼入れ加熱の均熱時間は５～１５ｍｉｎで、オーステナイトの均質化を確保しながら、結晶粒径を効果的に微細化することもでき、鋼板の機械的特性の改善に有益である。焼入れ冷却速度の選択は、圧延後の冷却速度の選択と同じ理由で、２～８℃／ｓに制御されている。しかし、焼入れされた鋼板の表面が赤に戻る温度は１１０℃以下である必要があり、この温度は本発明の組成の下でのマルテンサイト変換終了温度よりも低く、鋼板全体が高強度の焼入れマルテンサイト構造を得ることが保証できる。
焼入れ後の鋼板に対して焼戻し熱処理を行う。焼戻し温度が６１０～６４０℃、均熱時間が４０～７０ｍｉｎの焼戻し工程では、マルテンサイトの強度・靭性整合性の向上に加え、体積分率が４～１０％の逆変換オーステナイトも得られ、これは主にフィルムの形をしており、マルテンサイトのスラットの間に分布されている。焼戻し中に、ＣやＭｎなどのオーステナイト安定化元素がオーステナイト内に富み、オーステナイトの安定性が向上させているだけでなく、焼戻し後室温までに空冷中、およびそれよりも温度が低い場合でも、オーステナイト依然として結晶構造の安定性を維持でき、マルテンサイト変換が起こらない。焼戻し後の鋼板への空冷が、極厚鋼板の熱応力を低減し、鋼板の品質を向上させることもできる。
本発明は熱処理後に、鋼板の厚さ方向全体、特に鋼板のコア部分にマルテンサイト＋オーステナイト構造が得られた。引張変形中に、マルテンサイトマトリックスは６９０ＭＰａ以上の降伏強度を提供し、焼き戻し後のマルテンサイトの塑性も改善されている。オーステナイトは、変形の初期段階と中期段階で局所的な応力集中を緩和するための軟質相として機能するが、変形の後期段階でマルテンサイトが発生し、強化の役割を果たすことができる。したがって、オーステナイトの存在は、亀裂の発生と伝播を遅らせ、引張強度と破壊後の伸び率を改善する重要な役割を果たしている。衝撃変形中に、オーステナイトの存在は亀裂伝播を妨げ、亀裂伝播抵抗を向上させることによって、衝撃靭性が改善された。本発明におけるオーステナイトは十分な安定性を有するので、－６０℃の場合でも衝撃靭性に有益な効果を発揮することができる。本発明におけるオーステナイト構造の有益な効果は、その体積分率および元素濃縮度と密接に関連されており、製造方法のプロセスパラメータ、特に焼戻し熱処理のプロセスパラメータの選択は、最も直接的にオーステナイト構造の性質を決定されている。
具体的には、本発明の鋼板のコアの機械的特性は、降伏強度が６９０ＭＰａ以上、引張強度が７７０ＭＰａ以上、破壊後の伸び率が１４％以上、および、－６０℃でのＶ型試験片のシャルピー振り子衝撃試験で吸収されるエネルギーは８０Ｊ以上である。
本発明における機械的特性の定義は、規格ＧＢ／Ｔ２２８．１、ＧＢ／Ｔ２２９およびＧＢ／Ｔ５３１３に従っているが、これらの技術的指標の定義は当業者には明らかであるため、この明細書では詳しく説明をしない。
特に、本発明は優れた鋼板のコアの機械的特性を達成すると同時に、鋼板の厚さの他の位置の機械的特性もコアの機械的特性に達している。本発明は、極厚鋼板の各位置の構成および性能を効果的に制御されているため、鋼板は、高い厚さ方向の断面収縮率を有し、板厚方向の延びによる断面収縮率は５０％以上で、その抗層状引き裂き性能は非常に優れている。
以下は、具体的に実施例によって、上記鋼板およびその製造方法の詳細について説明する。
実施例１：８０ｍｍの厚さ、および０．０６％のＣ、５．７％のＭｎ、０．２２％のＳｉ、０．３５％のＭｏ、０．２％のＮｉ、０．３１％のＣｒ、０．０２％のＴｉ、Ｓ≦０．００５％、Ｐ≦０．０１０％、残りのＦｅおよびその他の回避できない不純物元素を含む化学組成（含有量は質量百分率で表す）を備えたコアの機械的特性が優れている６９０ＭＰａグレードの極厚鋼板。
上記鋼板の製造方法は以下のとおりとなっている。
鉄水脱硫処理後、転炉製錬を行い、鋼水の中のＳ、Ｐ含有量をＳ≦０．００５％、Ｐ≦０．０１０％に還元する。ＬＦ精錬によってＣ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｔｉなどの元素に必要な質量分率の合金化を完了した後、ＲＨ処理を行い、真空度が３ｍｂａｒ、処理時間が２３ｍｉｎにして、鋼水中のガス不純物元素の含有量を減らす。連続鋳造によってスラブを取得し、厚さ３２０ｍｍのスラブを取得する。スラブの温度を１１４０℃まで加熱し、均熱時間が６０ｍｉｎである。加熱されたスラブを圧延し、圧延開始温度が１００５℃で、圧延終了温度が９５２℃であり、圧延機の押下規程は３２０ｍｍ－２８０ｍｍ －２４０ｍｍ－２００ｍｍ－１６５ｍｍ－１３５ｍｍ－１１０ｍｍ－９０ｍｍ－８０ｍｍとなっている。圧延後の鋼板に対して即時に水冷を行い、冷却後の鋼板表面の赤に戻る温度が３５０℃で、平均冷却速度が３．１℃／ｓとなっている。鋼板に対して焼入れし＋焼き戻しの熱処理を行う。焼入れ温度は８１０℃、均熱時間は１０ｍｉｎで、鋼板の表面が赤に戻る温度７７℃までに水冷し、平均冷却速度は２．９℃／ｓ、焼戻し温度は６２６℃、均熱時間は５５ｍｉｎで、焼き戻し後の鋼板を室温までに空冷する。
得られた鋼板構造はマルテンサイトとオーステナイトを含み、オーステナイトの体積分率は６．５％となっている。図１に鋼板のコア構造の透過型電子顕微鏡写真を示し、マルテンサイトとオーステナイトが間隔を置いて分布していることが写真で観察でき、その中で、明るいコントラストのスラット状構造はマルテンサイトで、暗いコントラストのフィルム状構造はオーステナイトである。鋼板のコアの降伏強度は７５８ＭＰａ、引張強度は８４２ＭＰａ、破壊後の伸び率は１６％、－６０℃でのＶ型試験片のシャルピー振り子衝撃試験で吸収されるエネルギーは１３５Ｊである。鋼板の厚さ方向の断面収縮率は６３％である。
実施例２：８０ｍｍの厚さ、および０．０４％のＣ、５．２％のＭｎ、０．４％のＳｉ、０．１％のＭｏ、０．６％のＮｉ、０．６％のＣｒ、０．０１％のＴｉ、Ｓ≦０．００５％、Ｐ≦０．０１０％、残りのＦｅおよびその他の回避できない不純物元素を含む化学組成（含有量は質量百分率で表す）を備えたコアの機械的特性が優れている６９０ＭＰａグレードの極厚鋼板。
上記鋼板の製造方法は以下のとおりとなっている。
鉄水脱硫処理後、転炉製錬を行い、鋼水の中のＳ、Ｐ含有量をＳ≦０．００５％、Ｐ≦０．０１０％に還元する。ＬＦ精錬によってＣ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｔｉなどの元素に必要な質量分率の合金化を完了した後、ＲＨ処理を行い、真空度が３ｍｂａｒ、処理時間が２０ｍｉｎにして、鋼水中のガス不純物元素の含有量を減らす。連続鋳造によってスラブを取得し、厚さ３２０ｍｍのスラブを取得する。スラブの温度を１１０５℃まで加熱し、均熱時間が４０ｍｉｎである。加熱されたスラブを圧延し、圧延開始温度が１００１℃で、圧延終了温度が９３０℃であり、圧延機の押下規程は３２０ｍｍ－２８０ｍｍ－２４０ｍｍ－２００ｍｍ－１６５ｍｍ－１３５ｍｍ－１１０ｍｍ－９０ｍｍ－８０ｍｍとなっている。圧延後の鋼板に対して即時に水冷を行い、冷却後の鋼板表面の赤に戻る温度が２７１℃で、平均冷却速度が４．７℃／ｓとなっている。鋼板に対して焼入れし＋焼き戻しの熱処理を行う。焼入れ温度は８３０℃、均熱時間は５ｍｉｎで、鋼板の表面が赤に戻る温度５１℃までに水冷し、平均冷却速度は４．２℃／ｓ、焼戻し温度は６４０℃、均熱時間は４０ｍｉｎで、焼き戻し後の鋼板を室温までに空冷する。
得られた鋼板構造はマルテンサイトとオーステナイトを含み、オーステナイトの体積分率は１０％となっている。鋼板のコアの降伏強度は７４１ＭＰａ、引張強度は８２１ＭＰａ、破壊後の伸び率は１７．５％、－６０℃でのＶ型試験片のシャルピー振り子衝撃試験で吸収されるエネルギーは１６５Ｊである。 鋼板の厚さ方向の断面収縮率は７１％である。
実施例３：１５０ｍｍの厚さ、および０．０８％のＣ、６．０％のＭｎ、０．１％のＳｉ、０．５％のＭｏ、０．５％のＮｉ、０．２％のＣｒ、０．０５％のＴｉ、Ｓ≦０．００５％、Ｐ≦０．０１０％、残りのＦｅおよびその他の回避できない不純物元素を含む化学組成（含有量は質量百分率で表す）を備えたコアの機械的特性が優れている６９０ＭＰａグレードの極厚鋼板。
上記鋼板の製造方法は以下のとおりとなっている。
鉄水脱硫処理後、転炉製錬を行い、鋼水の中のＳ、Ｐ含有量をＳ≦０．００５％、Ｐ≦０．０１０％に還元する。ＬＦ精錬によってＣ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｔｉなどの元素に必要な質量分率の合金化を完了した後、ＲＨ処理を行い、真空度が３ｍｂａｒ、処理時間が２６ｍｉｎにして、鋼水中のガス不純物元素の含有量を減らす。型鋳造後の鍛造によってスラブを取得し、厚さ６１０ｍｍのスラブを取得する。スラブの温度を１０６０℃まで加熱し、均熱時間が９０ｍｉｎである。加熱されたスラブを圧延し、圧延開始温度が１０１５℃で、圧延終了温度が９４２℃であり、圧延機の押下規程は６１０ｍｍ－５４０ｍｍ－４７０ｍｍ－４００ｍｍ－３４０ｍｍ－２９０ｍｍ－２４５ｍｍ－２１５ｍｍ－１９０ｍｍ－１７０ｍｍ－１５０ｍｍとなっている。圧延後の鋼板に対して即時に水冷を行い、冷却後の鋼板表面の赤に戻る温度が３２７℃で、平均冷却速度が１．５℃／ｓとなっている。鋼板に対して焼入れし+焼き戻しの熱処理を行う。焼入れ温度は７８０℃、均熱時間は１５ｍｉｎで、鋼板の表面が赤に戻る温度１０２℃までに水冷し、平均冷却速度は１．２℃／ｓ、焼戻し温度は６１０℃、均熱時間は７０ｍｉｎで、焼き戻し後の鋼板を室温までに空冷する。
得られた鋼板構造はマルテンサイトとオーステナイトを含み、オーステナイトの体積分率は４％となっている。鋼板のコアの降伏強度は７４５ＭＰａ、引張強度は８１９ＭＰａ、破壊後の伸び率は１５％、－６０℃でのＶ型試験片のシャルピー振り子衝撃試験で吸収されるエネルギーは１０６Ｊである。鋼板の厚さ方向の断面収縮率は５７％である。
実施例４：４組の平行実験を設計し、詳細は以下の表１に示すように、構成要素の含有量および調製方法は、圧延開始温度を除いて、基本的に実施例１のものと同じであった。
Figure 0007267430000001
表１から分かるように、グループ１～２は本発明の範囲内の圧延開始温度であるが、グループ３～４は本発明の範囲外の圧延開始温度であり、それによって調製された鋼板の破断後の伸び、低温衝撃エネルギーおよび板厚方向の断面収縮率などの性能が低下している。
実施例５：３組の平行実験を設計し、詳細は以下の表２に示すように、構成要素の含有量および調製方法は、焼入れ後の冷却速度を除いて、基本的に実施例２のものと同じであった。
Figure 0007267430000002
表２から分かるように、グループ１は本発明の範囲内の焼入れ後の水冷の平均冷却速度であるが、グループ２～３は本発明の範囲外の平均冷却速度であり、グループ２の鋼板の降伏強度と低温衝撃エネルギーの性能が低下している。グループ３の鋼板の低温衝撃エネルギーの性能が低下し、熱応力による亀裂が鋼板に現れている。
（付記）
（付記１）
化学組成の質量百分率はＣ：０．０４～０．０８％、Ｍｎ：５．２～６．０％、Ｓｉ：０．１～０．４％、Ｍｏ：０．１～０．５％、Ｎｉ：０．２～０．６％、Ｃｒ：０．２～０．６％、Ｔｉ：０．０１～０．０５％、Ｓ：≦０．００５％、Ｐ：≦０．０１０％、残部Ｆｅおよび不純物を含む、
ことを特徴とする６９０ＭＰａグレードの極厚鋼板。
（付記２）
前記鋼板の厚さが８０～１５０ｍｍである、
ことを特徴とする付記１に記載の６９０ＭＰａグレードの極厚鋼板。
（付記３）
前記鋼板の微細構造がマルテンサイトおよびオーステナイトを有し、その中に、オーステナイトの体積分率が４～１０％である、
ことを特徴とする付記１に記載の６９０ＭＰａグレードの極厚鋼板。
（付記４）
前記オーステナイトが薄膜の形態であり、オーステナイトがマルテンサイトスラット間に分布している、
ことを特徴とする付記３に記載の６９０ＭＰａグレードの極厚鋼板。
（付記５）
前記鋼板のコアの機械的特性は、降伏強度が６９０ＭＰａ以上、引張強度が７７０ＭＰａ以上、破壊後の伸びは１４％以上、－６０℃でのＶ型試験片のシャルピー振り子衝撃試験で吸収されるエネルギーは８０Ｊ以上である、
ことを特徴とする付記１に記載の６９０ＭＰａグレードの極厚鋼板。
（付記６）
前記鋼板の板厚方向の延びによる断面収縮率は５０％以上である、
ことを特徴とする付記１に記載の６９０ＭＰａグレードの極厚鋼板。
（付記７）
下記ステップを含むことを特徴とする付記１～６のいずれか１つに記載の６９０ＭＰａグレードの極厚鋼板の調製方法であって、
（１）鉄水脱硫処理後、転炉製錬を行い、鋼水の中のＳ、Ｐ含有量をＳ≦０．００５％、Ｐ≦０．０１０％に還元し、
（２）ＬＦ精錬によってＣ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｔｉ元素に必要な質量分率の合金化を完了した後、ＲＨ処理を行い、真空度≦４ｍｂａｒ、加工時間≧２０ｍｉｎにし、
（３）鋳造によってスラブを取得し、スラブの厚さと鋼板の厚さの比は４以上となり、
（４）スラブの温度を１０６０～１１４０℃まで加熱し、
（５）加熱されたスラブを圧延し、圧延開始温度≦１０２０℃、圧延終了温度≧９３０℃、通過変形量≧１０％にし、
（６）圧延後の鋼板に対して即時に水冷を行い、冷却後の鋼板表面の赤に戻る温度が≦３６０℃で、平均冷却速度が１～５℃／ｓとなり、
（７）焼入れ熱処理を行い、鋼板を７８０～８３０℃までに再加熱し、均熱時間が５～１５ｍｉｎで、鋼板表面の赤に戻る温度が≦１１０℃までに水冷し、平均冷却速度が２～８℃／ｓとなり、
（８）焼戻し熱処理を行い、焼入れ後の鋼板を６１０～６４０℃までに加熱し、均熱時間が４０～７０ｍｉｎで、焼戻し後の鋼板が室温までに空冷される、
調製方法。
（付記８）
前記ステップ（３）の中のスラブが連続鋳造スラブまたは型鋳造後の鍛造スラブを採用する、
ことを特徴とする付記６に記載の調製方法。
（付記９）
スラブの厚さが３２０ｍｍ以下の場合、連続鋳造スラブを採用し、スラブの厚さが３２０ｍｍを超えた場合、型鋳造後の鍛造スラブを採用する、
ことを特徴とする付記７に記載の調製方法。
（付記１０）
前記ステップ（４）において、スラブの均熱時間が４０～９０ｍｉｎとなっている、
ことを特徴とする付記６に記載の調製方法。

Claims (6)

  1. 化学組成の質量百分率はＣ：０．０４～０．０８％、Ｍｎ：５．２～６．０％、Ｓｉ：０．１～０．４％、Ｍｏ：０．１～０．５％、Ｎｉ：０．２～０．６％、Ｃｒ：０．２～０．６％、Ｔｉ：０．０１～０．０５％、Ｓ：≦０．００５％、Ｐ：≦０．０１０％、残部Ｆｅおよび不純物からなり、
    鋼板のコア部分の微細構造が、マルテンサイトおよびオーステナイトからなり、オーステナイトの体積分率が４～１０％であり、前記オーステナイトが薄膜の形態であり、オーステナイトがマルテンサイトの薄板間に分布している、
    鋼板の調製方法であって、
    （１）溶鉄の脱硫処理後、転炉製錬を行い、溶鉄の中のＳ、Ｐ含有量をＳ≦０．００５％、Ｐ≦０．０１０％に還元し、
    （２）ＬＦ精錬によってＣ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｔｉ元素に必要な質量分率の合金化を完了した後、ＲＨ処理を行い、真空度≦４ｍｂａｒ、加工時間≧２０ｍｉｎにし、
    （３）鋳造によってスラブを取得し、スラブの厚さと鋼板の厚さの比は４以上となり、
    （４）スラブの温度を１０６０～１１４０℃まで加熱し、
    （５）加熱されたスラブを圧延し、圧延開始温度≦１０２０℃、圧延終了温度≧９３０℃、１パス当たりの通過変形量≧１０％にし、
    （６）圧延後の鋼板に対して即時に水冷を行い、冷却後の鋼板表面の温度が≦３６０℃で、平均冷却速度が１～５℃／ｓとなり、
    （７）焼入れ熱処理を行い、鋼板を７８０～８３０℃までに再加熱し、均熱時間が５～１５ｍｉｎで、鋼板表面の温度が≦１１０℃までに水冷し、平均冷却速度が２～８℃／ｓとなり、
    （８）焼戻し熱処理を行い、焼入れ後の鋼板を６１０～６４０℃までに加熱し、均熱時間が４０～７０ｍｉｎで、焼戻し後の鋼板が室温までに空冷される、
    ステップを含むことを特徴とする鋼板の調製方法。
  2. 前記鋼板の厚さが８０～１５０ｍｍである、
    ことを特徴とする請求項１に記載の鋼板の調製方法。
  3. 前記鋼板のコアの機械的特性は、降伏強度が６９０ＭＰａ以上、引張強度が７７０ＭＰａ以上、－６０℃でのＶ型試験片のシャルピー振り子衝撃試験で吸収されるエネルギーは８０Ｊ以上である、
    ことを特徴とする請求項１に記載の鋼板の調製方法。
  4. 前記ステップ（３）の中のスラブが連続鋳造スラブまたは型鋳造後の鍛造スラブを採用する、
    ことを特徴とする請求項１に記載の鋼板の調製方法。
  5. スラブの厚さが３２０ｍｍ以下の場合、連続鋳造スラブを採用し、スラブの厚さが３２０ｍｍを超えた場合、型鋳造後の鍛造スラブを採用する、
    ことを特徴とする請求項１に記載の鋼板の調製方法。
  6. 前記ステップ（４）において、スラブの均熱時間が４０～９０ｍｉｎとなっている、
    ことを特徴とする請求項１に記載の鋼板の調製方法。
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