[go: up one dir, main page]

JP7147960B2 - 鋼板およびその製造方法 - Google Patents

鋼板およびその製造方法 Download PDF

Info

Publication number
JP7147960B2
JP7147960B2 JP2021507721A JP2021507721A JP7147960B2 JP 7147960 B2 JP7147960 B2 JP 7147960B2 JP 2021507721 A JP2021507721 A JP 2021507721A JP 2021507721 A JP2021507721 A JP 2021507721A JP 7147960 B2 JP7147960 B2 JP 7147960B2
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
less
steel sheet
content
temperature
steel
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
JP2021507721A
Other languages
English (en)
Other versions
JPWO2021106368A1 (ja
Inventor
直樹 ▲高▼山
亮 荒尾
圭治 植田
進典 秋吉
直一 山村
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
JFE Steel Corp
Original Assignee
JFE Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by JFE Steel Corp filed Critical JFE Steel Corp
Publication of JPWO2021106368A1 publication Critical patent/JPWO2021106368A1/ja
Application granted granted Critical
Publication of JP7147960B2 publication Critical patent/JP7147960B2/ja
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • 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
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—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
    • C22C38/52—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with cobalt
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

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)

Description

本発明は、靱性および耐食性に優れた鋼板、特に液化石油ガス（以下、ＬＰＧと示す）および液体アンモニアを混載する多目的タンクに供する、低温靱性およびアンモニア応力腐食割れ性に優れた鋼板及びその製造方法に関するものである。
近年のエネルギー需要の増加に伴い、エネルギー輸送船による液化ガスの輸送が盛んに行われている。エネルギー輸送船の効率的な運用のため、タンクにはＬＰＧだけでなく液体アンモニアが共に運搬される場合がある。
これらの液化ガスは低温で輸送されるため、これらの液化ガスの貯蔵用タンクに使用される鋼板は、優れた高い低温靱性が要求される。
また、近年タンクの大型化が進んでおり、鋼板には４９０ＭＰa以上の高い引張強さ（ＴＳ）が要求される。さらに、液化アンモニアは応力腐食割れを引き起こすことが知られており、アンモニアによる応力腐食割れを回避するために、４４０ＭＰa以下の降伏強度（ＹＳ）が同時に要求される。
前述のような、液化ガス貯蔵用タンクに必要な低温靱性を有し、強度範囲を満たすための技術が、特許文献１および２に記載されており、熱間圧延後冷却した厚鋼板を数回熱処理する、あるいは熱間圧延後水冷した厚鋼板を数回熱処理という方法にて、高い低温靱性および所定の強度特性を実現している。
特許３８０２６２６号 特許３８４８４１５号
上記の特許文献１および２に記載される手法では、複数回の熱処理を実施する必要があり、そのための設備やエネルギーにかかるコストが大きいところに、経済的な問題があった。また、１回目の焼入温度が高い場合は、1/4ｔにおける靱性の向上代が少ない結果となっていることから、高温に長時間曝される鋼板の表層部における靱性が不安定になる、おそれがあった。
本発明は、上記の問題を解決し、例えばエネルギー輸送船において液化ガスの収容に使用される貯蔵用タンクに供する、アンモニア応力腐食割れ性並びに低温靭性に優れる鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、上記目的を達成するために、オンライン加熱冷却装置を用いて、鋼板の低温靱性、強度特性に対する各種要因について、鋭意検討を重ねた。その結果、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｔｉ等の元素を所定量以上で添加し、鋼板の表面から１ｍｍの深さにおける焼戻マルテンサイトおよび焼戻ベイナイトの合計体積率が９０％以上であり、前記鋼板の表面から板厚の１／２の深さにおけるフェライトおよびベイナイトの合計体積率が６０～９０％、かつ島状マルテンサイトの体積率が１０％以下である、ミクロ組織に制御すれば、所望の低温靱性および強度特性が発揮され、コストがかかる熱処理を省略できることを知見した。
本発明は、かかる知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨は次の通りである。
１．質量％で、
Ｃ：０．０５％以上０．１５％以下、
Ｓｉ：０．５０％以下、
Ｍｎ：０．５０％以上２．００％以下、
Ａｌ：０．０６０％以下、
Ｎ：０．００１０％以上０．０１００％以下、
Ｔｉ：０．００５％以上０．１００％以下、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下および
Ｏ：０．０１００％以下
を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物の成分組成を有し、
鋼板の表面から１ｍｍの深さにおける焼戻マルテンサイトおよび焼戻ベイナイトの合計体積率が９０％以上であり、前記鋼板の板厚の１／２におけるフェライトおよびベイナイトの合計体積率が６０％以上９０％以下、かつ島状マルテンサイトの体積率が１０％以下である、ミクロ組織を有する、鋼板。
２．前記成分組成はさらに、質量％で、
Ｃｕ：２．００％以下、
Ｎｉ：２．００％以下、
Ｃｒ：１．００％以下、
Ｍｏ：１．００％以下、
Ｖ：１．００％以下、
Ｗ：１．００％以下、
Ｃｏ：１．００％以下、
Ｎｂ：０．１００％以下、
Ｂ：０．０１００％以下、
Ｃａ：０．０２００％以下、
Ｍｇ：０．０２００％以下および
ＲＥＭ：０．０２００％以下
のうちから選ばれる１種以上を含有する、前記１に記載の鋼板。
３．質量％で、
Ｃ：０．０５％以上０．１５％以下、
Ｓｉ：０．５０％以下、
Ｍｎ：０．５０％以上２．００％以下、
Ａｌ：０．０６０％以下、
Ｎ：０．００１０％以上０．０１００％以下、
Ｔｉ：０．００５％以上０．１００％以下、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下および
Ｏ：０．０１００％以下
を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物の成分組成を有する鋼素材に、終了温度がＡｒ3点以上の熱間圧延を施し、その後Ａｒ3点以上の温度から冷却を開始し、鋼板表面から１ｍｍの深さにおける温度が６００℃以下になるまで平均冷却速度：１０℃/s以上で冷却し、一旦冷却を停止して該冷却を１０秒から６００秒の間で中断し、次いで鋼板の板厚の１／２における平均冷却速度が５～５０℃／ｓの冷却を行って、該冷却を板厚中心部における温度が２００℃以上４５０℃以下の温度域にて終了する、鋼板の製造方法。
４．前記成分組成はさらに、質量％で、
Ｃｕ：２．００％以下、
Ｎｉ：２．００％以下、
Ｃｒ：１．００％以下、
Ｍｏ：１．００％以下、
Ｖ：１．００％以下、
Ｗ：１．００％以下、
Ｃｏ：１．００％以下、
Ｎｂ：０．１００％以下、
Ｂ：０．０１００％以下、
Ｃａ：０．０２００％以下、
Ｍｇ：０．０２００％以下および
ＲＥＭ：０．０２００％以下
のうちから選ばれる１種以上を含有する、前記３に記載の鋼板の製造方法。
本発明によれば、低温での耐衝撃特性およびアンモニア応力腐食割れ性に優れた、低温かつ腐食雰囲気の環境で使用されるタンクに好適の鋼板を安価に提供することができるため、産業上格段の効果を奏する。
次に、本発明の鋼板について具体的に説明する。本発明において、鋼板およびその製造に供する鋼素材は、上記成分組成を有することが重要である。そこで、まず本発明において鋼の成分組成を上記のとおりに限定する理由を説明する。なお、成分組成に関する「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味するものとする。
［成分組成］
Ｃ：０．０５％以上０．１５％以下
Ｃは、鋼の焼入れ性を増加させる作用を有する元素であり、高強度を達成するためには添加が必要になる、重要な元素の１つである。前記効果を得るためには、Ｃ含有量を０．０５％以上とする。さらに、他の合金元素の含有量を少なくし、より低コストで製造するという観点からは、Ｃ含有量は０．０７％以上とすることが好ましい。一方、Ｃ含有量が０．１５％を超えると、強度が過剰に高くなることに加えて、靭性や溶接性が低下する。そのため、Ｃ含有量は０．１５％以下とする。さらに、靱性や溶接性の低下を抑制する観点からは、Ｃ含有量を０．１３％以下とすることが好ましい。
Ｓｉ：０．５０％以下
Ｓｉは、脱酸剤として作用する元素であるが、一方で靭性や溶接性の低下を招く元素である。そのため、できる限り含有量を低くすることが望ましいが、０．５０％以下であれば許容できる。なお、鋼の脱酸はＡｌやＴｉなどでも十分可能であることから、Ｓｉ含有量の下限は特に限定されず、０％であってよい。靭性や溶接性の観点からは、０．４０％以下とすることが好ましく、０．３０％以下とすることがより好ましい。
Ｍｎ：０．５０％以上２．００％以下
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を増加させる作用を有する元素であり、高強度を満足するためには添加が必要になる、重要な元素の１つである。前記効果を得るためには、Ｍｎ含有量を０．５０％以上とする。さらに、他の合金元素の含有量を少なくし、より低コストで製造するという観点からは、Ｍｎ含有量は０．７０％以上とすることが好ましく、０．９０％以上とすることがより好ましい。一方、Ｍｎ含有量が２．００％を超えると、強度が過剰に高くなることおよび靭性や溶接性が低下することに加えて、合金コストが過度に高くなってしまう。そのため、Ｍｎ含有量は２．００％以下とする。さらに、靭性および溶接性の低下を抑制する観点からは、Ｍｎ含有量を１．８０％以下とすることが好ましく、１．６０％以下とすることがより好ましい。
Ａｌ：０．０６０％以下
Ａｌは、脱酸剤として作用するとともに、結晶粒を微細化する作用を有する元素である。これらの効果を得るためには、Ａｌ含有量を０．０１０％以上とすることが好ましい。一方、Ａｌ含有量が０．０６０％を超えると、酸化物系介在物が増加して清浄度が低下することで靭性が低下する。そのため、Ａｌ含有量は０．０６０％以下とする。なお、Ａｌ含有量は０．０５０％以下とすることが好ましく、０．０４０％以下とすることがより好ましい。
Ｎ：０．００１０％以上０．０１００％以下
Ｎは、Ｔｉと結合してＴｉＮとして析出し、組織の微細化に寄与し、靭性を向上させる。この効果を得るためには、Ｎ含有量を０．００１０％以上とする。好ましくは、０．００２０％以上である。一方、Ｎ含有量が０．０１００％を超えると、かえって靭性の低下を招く。したがって、靭性や溶接性の低下を抑制する観点からは、０．０１００％以下とする。Ｎ含有量は、０．００８０％以下とすることが好ましく、０．００６０％以下とすることがより好ましい。
Ｔｉ：０．００５％以上０．１００％以下
Ｔｉは、窒化物の形成傾向が強く、Ｎを固定して固溶Ｎを低減する作用を有する元素である。そのため、Ｔｉの添加により、母材および溶接部の靭性を向上させることができる。この効果を得るためには、Ｔｉ含有量を０．００５％以上とする。Ｔｉ含有量は、０．０１２％以上とすることが好ましい。一方、Ｔｉ含有量が０．１００％を超えると、かえって靭性が低下する。そのため、Ｔｉ含有量は０．１００％とする。Ｔｉ含有量は、０．０９０％以下とすることが好ましく、０．０８０％以下とするのがさらに好ましい。
Ｐ：０．０２０％以下
Ｐは、不可避的不純物として含有される元素であり、粒界に偏析することによって靱性や溶接性を低下させるなど、悪影響を及ぼす。そのため、できる限りＰ含有量を低くすることが望ましいが、０．０２０％以下であれば許容できる。なお、Ｐ含有量の下限は特に限定されず、０％であってよいが、通常、Ｐは不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であるため、工業的には０％超であってよい。また、過剰の低減は精錬コストの高騰を招くため、Ｐ含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。
Ｓ：０．０１０％以下
Ｓは、不可避的不純物として含有される元素であり、ＭｎＳ等の硫化物系介在物として鋼中に存在し、破壊の発生起点となるなど、悪影響を及ぼす元素である。そのため、できる限りＳ含有量を低くすることが望ましいが、０．０１０％以下であれば許容できる。なお、Ｓ含有量の下限は特に限定されず、０％であってよい。通常、Ｓは不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であるため、工業的には０％超であってもよい。すなわち、過剰の低減は精錬コストの高騰を招くため、コストの観点からはＳ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。
Ｏ：０．０１００％以下
Ｏは、不可避的不純物として含有される元素であり、酸化物を形成し、破壊の発生起点となるなど、悪影響を及ぼす元素であることから、０．０１００％以下に制限する。Ｏ含有量は、０．００５０％以下とすることが好ましく、０．００３０％以下とすることがより好ましい。一方、Ｏ含有量の下限は特に限定されず、０％であってよいが、通常、Ｏは不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であるため、工業的には０％超であってよい。すなわち、過剰の低減は精錬コストの高騰を招くため、コストの観点からはＯ含有量を０．００２０％以上とすることが好ましい。
以上の成分を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物の成分組成が本発明における基本の成分組成である。この基本成分組成は、さらに強度特性あるいは靭性の向上を目的として任意に、Ｃｕ：２．００％以下、Ｎｉ：２．００％以下、Ｃｒ：１．００％以下、Ｍｏ：１．００％以下、Ｖ：１．００％以下、Ｗ：１．００％以下、Ｃｏ：１．００％以下、Ｎｂ：０．１００％以下、Ｂ：０．０１００％以下、Ｃａ：０．０２００％以下、Ｍｇ：０．０２００％以下およびＲＥＭ：０．０２００％以下からなる群より選択される１以上をさらに含有することができる。
Ｃｕ：２．００％以下
Ｃｕは、鋼の焼入れ性を増加させて鋼板の強度を向上させる作用を有する元素であり、任意に添加することができる。Ｃｕを添加する場合、前記効果を得るためにＣｕ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。より好ましくは、０．２０％以上である。一方、Ｃｕ含有量が２．００％を超えると、靭性の劣化や合金コストの上昇を招く。そのため、Ｃｕを添加する場合、Ｃｕ含有量を２．００％以下とする。より好ましくは、１．００％以下である。
Ｎｉ：２．００％以下
Ｎｉは、Ｃｕと同様に鋼板の強度を向上させる作用を有する元素であり、任意に添加することができる。Ｎｉを添加する場合、前記効果を得るためにＮｉ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。より好ましくは、０．２０％以上である。一方、Ｎｉ含有量が２．００％を超えると、溶接性の劣化や合金コストの上昇を招く。そのため、Ｎｉを添加する場合、Ｎｉ含有量を２．００％以下とする。より好ましくは、１．００％以下である。
Ｃｒ：１．００％以下
Ｃｒは、Ｃｕと同様に鋼板の強度を向上させる作用を有する元素であり、任意に添加することができる。前記効果を得るためにＣｒ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。より好ましくは、０．０５％以上である。一方、Ｃｒ含有量が１．００％を超えると、溶接性の劣化や合金コストの上昇を招く。そのため、Ｃｒを添加する場合、Ｃｒ含有量を１．００％以下とする。より好ましくは、０．５０％以下である。
Ｍｏ：１．００％以下
Ｍｏは、Ｃｕと同様に鋼板の強度を向上させる作用を有する元素であり、任意に添加することができる。前記効果を得るためにＭｏ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。より好ましくは、０．０５％以上である。一方、Ｍｏ含有量が１．００％を超えると、溶接性の劣化や合金コストの上昇を招く。そのため、Ｍｏを添加する場合、Ｍｏ含有量を１．００％以下とする。より好ましくは、０．５０％以下である。
Ｖ：１．００％以下
Ｖは、Ｃｕと同様に鋼板の強度を向上させる作用を有する元素であり、任意に添加することができる。前記効果を得るためにＶ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。より好ましくは、０．０５％以上である。一方、Ｖ含有量が１．００％を超えると、溶接性の劣化や合金コストの上昇を招く。そのため、Ｖを添加する場合、Ｖ含有量を１．００％以下とする。より好ましくは、０．５０％以下である。
Ｗ：１．００％以下
Ｗは、Ｃｕと同様に鋼板の強度を向上させる作用を有する元素であり、任意に添加することができる。前記効果を得るためにＷ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。より好ましくは、０．０５％以上である。一方、Ｗ含有量が１．００％を超えると、溶接性の劣化や合金コストの上昇を招く。そのため、Ｗを添加する場合、Ｍｏ含有量を１．００％以下とする。より好ましくは、０．５０％以下である。
Ｃｏ：１．００％以下
Ｃｏは、Ｃｕと同様に鋼板の強度を向上させる作用を有する元素であり、任意に添加することができる。前記効果を得るためにＣｏ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。より好ましくは、０．０５％以上である。一方、Ｃｏ含有量が１．００％を超えると、溶接性の劣化や合金コストの上昇を招く。そのため、Ｃｏを添加する場合、Ｃｏ含有量を１．００％以下とする。より好ましくは、０．５０％以下である。
Ｎｂ：０．１００％以下
Ｎｂは、炭窒化物として析出することで旧オーステナイト粒径を小さくし、靭性を向上させる効果を有する元素である。Ｎｂを添加する場合、前記効果を得るためにＮｂ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。さらに、Ｎｂ含有量は０．００７％以上とすることがより好ましい。一方、Ｎｂ含有量が０．１００％を超えるとＮｂＣが多量に析出し、靭性が低下する。そのため、Ｎｂを添加する場合、Ｎｂ含有量を０．１００％以下とする。Ｎｂ含有量は、０．０８０％以下とすることが好ましく、０．０６０％以下とするのがさらに好ましく、０．０４５％以下とするのがさらに好ましい。
Ｂ：０．０１００％以下
Ｂは、微量の添加でも焼入れ性を著しく向上させる作用を有する元素である。したがって、鋼板の強度を向上させることができる。前記効果を得るために、Ｂを添加する場合、Ｂ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。Ｂ含有量は、０．０００５％以上とすることがより好ましく、０．００１０％以上とすることがさらに好ましい。一方、Ｂ含有量が０．０１００％を超えると溶接性が低下する。そのため、Ｂを添加する場合、Ｂ含有量を０．０１００％以下とする。Ｂ含有量は０．００５０％以下とすることが好ましく、０．００３０％以下とすることがさらに好ましい。
Ｃａ：０．０２００％以下
Ｃａは、Ｓと結合し、圧延方向に長く伸びるＭｎＳ等の形成を抑制する作用を有する元素である。したがって、Ｃａを添加することにより、硫化物系介在物が球状を呈するように形態制御し、溶接部等の靭性を向上させることができる。前記効果を得るために、Ｃａを添加する場合、Ｃａ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。より好ましくは、０．００２０％以上である。一方、Ｃａ含有量が０．００５０％を超えると、鋼の清浄度が低下する。清浄度の低下は、表面疵の増加による表面性状の劣化と、曲げ加工性の低下を招く。そのため、Ｃａを添加する場合、Ｃａ含有量を０．００５０％以下とする。より好ましくは、０．０１００％以下である。
Ｍｇ：０．０２００％以下
Ｍｇは、Ｃａと同様、Ｓと結合し、圧延方向に長く伸びるＭｎＳ等の形成を抑制する作用を有する元素である。したがって、Ｍｇを添加することにより、硫化物系介在物が球状を呈するように形態制御し、溶接部等の靭性を向上させることができる。前記効果を得るために、Ｍｇを添加する場合、Ｍｇ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。より好ましくは、０．００２０％以上である。一方、Ｍｇ含有量が０．００５０％を超えると、鋼の清状度が低下する。清浄度の低下は、表面疵の増加による表面性状の劣化と、曲げ加工性の低下を招く。そのため、Ｍｇを添加する場合、Ｍｇ含有量を０．００５０％以下とする。より好ましくは、０．０１００％以下である。
ＲＥＭ：０．０２００％以下
ＲＥＭ（希土類金属）は、ＣａやＭｇと同様、Ｓと結合し、圧延方向に長く伸びるＭｎＳ等の形成を抑制する作用を有する元素である。したがって、ＲＥＭを添加することにより、硫化物系介在物が球状を呈するように形態制御し、溶接部等の靭性を向上させることができる。前記効果を得るために、ＲＥＭを添加する場合、ＲＥＭ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。より好ましくは、０．００２０％以上である。一方、ＲＥＭ含有量が０．００５０％を超えると、鋼の清状度が低下する。清浄度の低下は、表面疵の増加による表面性状の劣化と、曲げ加工性の低下を招く。そのため、ＲＥＭを添加する場合、ＲＥＭ含有量を０．００８０％以下とする。より好ましくは、０．０１００％以下である。
本発明の鋼板は、上記成分組成を有することに加えて、鋼板の表面から１ｍｍの深さにおける焼戻マルテンサイトおよび焼戻ベイナイトの合計体積率が９０％以上であり、前記鋼板の表面から板厚の１／２の深さにおけるフェライトおよびベイナイトの合計体積率が６０～９０％、かつ島状マルテンサイトの体積率が１０％以下である、ミクロ組織を有する。鋼のミクロ組織を上記のように限定する理由を、以下に説明する。
［ミクロ組織］
本発明の鋼板のミクロ組織について説明する。
［鋼板の表面から１ｍｍの深さにおける焼戻マルテンサイトおよび焼戻ベイナイトの合計体積率が９０％以上］
通常、熱間圧延後に引き続き冷却を行った鋼板において、最も冷却速度の速い表面の組織はマルテンサイトあるいはベイナイトとなる。本発明では、鋼板の製造条件を後述するように、熱間圧延後の冷却を一旦中断して鋼板表層部のみを意図的に焼戻すことによって、鋼板表面の過度な硬化を防ぎ、所定の強度特性を満足させ、かつ低温での靭性を向上させている。従って、鋼板の表面から１ｍｍの深さ（以下、表層部ともいう）における組織は、焼戻マルテンサイトおよび焼戻ベイナイトの合計体積率が９０％以上である。焼戻マルテンサイトあるいは焼戻ベイナイト以外の残部組織が１０％以上になると、焼戻マルテンサイトあるいは焼戻ベイナイトと残部組織との間の強度差が大きくなり強度特性が満足されなくなり、あるいは低温での靭性が低下することになるため、焼戻マルテンサイトおよび焼戻ベイナイトの合計体積率を９０％以上とする。焼戻マルテンサイトおよび焼戻ベイナイトの体積率は高いほどよいため、該体積率の上限は特に限定されず、１００％であってよい。なお、焼戻マルテンサイトおよび焼戻ベイナイトの各比率は特に限定する必要はないが、焼戻マルテンサイトが80％以上であることが好ましい。
一方、残部組織としては、その種類は特に限定されないが、フェライト、パーライト、オーステナイト、ベイナイト、マルテンサイトなどの組織が混在してよいが、それらの合計体積率は１０％未満とする。残部組織における各組織の分率はとくに限定する必要はないが、靭性の観点からは焼戻しマルテンサイトあるいは焼戻しベイナイトと硬度差が小さいことが好ましいため、残部組織はベイナイトであることが好ましい。
なお、前記焼戻マルテンサイトおよび焼戻ベイナイトの体積率は、鋼板の表面から１ｍｍの深さの位置における値とする。なぜなら、表層部の靭性を向上させるためである。また、各種ミクロ組織の体積率は、後述の実施例に記載した方法で測定することができる。
［鋼板の板厚の１／２におけるフェライトおよびベイナイトの合計体積率が６０％以上９０％以下、かつ島状マルテンサイトの体積率が１０％以下］
鋼板の板厚の１／２（以下、板厚中心部ともいう）における組織は、フェライトおよびベイナイトの合計体積率が６０％以上９０％以下であり、残部に含まれる島状マルテンサイトの体積率が１０％以下である。すなわち、フェライトおよびベイナイトの合計体積率が６０％未満であると、これ以外のマルテンサイト、パーライト、オーステナイトの体積分率が増加することになり、十分な強度および／または靭性が得られず、機械特性を満足することができない。一方で、前記組織の合計体積率が９０％を超えると、マルテンサイト、パーライト、オーステナイトなどの体積分率が低くなりすぎるため、強度特性が満足されない。
ここで、前記フェライトは、焼戻し等を受けていない冷却過程で生成したフェライト、また、前記ベイナイトは、焼戻しを受けていない冷却過程で生成したベイナイトである。また、板厚中心部でのミクロ組織を規定するのは、板厚の１／２の強度特性に影響を与えるためである。なお、フェライトおよびベイナイトの各比率は特に限定する必要はないが、強度特性をさらに向上させる観点から、強度が異なる複数の組織を含んでいることが望ましく、フェライトが１０％以上であることがより好ましい。
前記フェライトおよびベイナイト以外の残部は、パーライトやオーステナイト等のミクロ組織が存在してよいが、残部組織に島状マルテンサイトが１０％を超えて含まれる場合は大きく靭性が低下するため、島状マルテンサイトの体積率は１０％以下とする。好ましくは、５％以下であり、０％でよいのは勿論である。すなわち、残部組織における島状マルテンサイトは、通常のマルテンサイトよりも強度が高く靭性が低いため、破壊の起点になるため、組織の体積分率を規定する。
一方、体積率で１０％以上４０％以下を占める残部組織は、パーライトおよびオーステナイトの他、マルテンサイトが含まれていてもよい。残部組織における各組織の分率はとくに限定する必要はないが、残部組織はパーライトであることが好ましい。
なお、各種ミクロ組織の体積率は、後述の実施例に記載した方法で測定することができる。
次に、本発明の鋼板の製造方法について説明する。
上記した成分組成を有する鋼素材を加熱し、熱間圧延を施して熱延鋼板とし、開始温度がＡｒ3変態点以上である冷却を行って鋼板とする。以下、製造条件毎に詳しく説明する。
まず、鋼素材の製造条件は、とくに限定する必要はないが、上記した成分組成を有する溶鋼を、転炉等の公知の溶製方法で溶製し、連続鋳造法等の公知の鋳造方法にて、所定寸法のスラブ等の鋼素材とすることが好ましい。なお、造塊－分解圧延法により、所定寸法のスラブ等の鋼素材としても何ら問題はない。
得られた鋼素材は、冷却することなく直接熱間圧延するか、あるいは一旦加熱してから熱間圧延する。熱間圧延は、Ａｒ3点以上の温度で行い、その後Ａｒ3点以上の温度から冷却を開始し、熱延板表面から１ｍｍの深さにおける温度が６００℃以下の温度になるまで平均冷却速度：１０℃/s以上で冷却（１回目冷却）し、上記の温度が６００℃以下に到達した段階にて、一旦冷却を停止して１０～６００秒間放置したのち、引続き板厚中心部における温度で５～５０℃／ｓの平均冷却速度の冷却（２回目冷却）を行って、該冷却を板厚中心部における温度が２００℃以上４５０℃以下の温度域にて終了する。なお、１回目冷却停止時の板厚中心の温度が600℃未満だと複熱せず表層が焼き戻しされない場合があるため、板厚中心では600℃以上であることが望ましく、650℃以上がさらに望ましい。
（ａ）鋼素材の加熱温度：９５０℃以上１２５０℃以下
鋼素材の加熱温度は特に限定されないが、加熱温度が９５０℃未満では、加熱温度が低すぎて変形抵抗が高くなり、熱間圧延機への負荷が増大し、熱間圧延が困難になる、おそれがある。一方、１２５０℃を超える高温になると、酸化が著しくなり、酸化ロスが増大し歩留りが低下する、おそれがある。このようなことから、加熱温度は９５０℃以上１２５０℃以下にすることが好ましい。なお、より好ましくは１０００℃以上１１５０℃以下である。
（ｂ）熱間圧延温度：Ａｒ3変態点以上
上記温度に加熱後、熱間圧延を開始して、Ａｒ3変態点以上の温度で圧延を終了する。すなわち、圧延温度がＡｒ3変態点未満となると、フェライトが生成し、生成したフェライトが加工の影響を受けるため、靭性が悪化することになる。さらには、熱間圧延機への負荷が大きくなる。したがって、熱間圧延温度は、Ａｒ3変態点以上とする。好ましくは、Ａｒ3変態点＋２０℃以上である。
一方、圧延温度が９５０℃を超えると、組織が粗大化し靭性が劣化する、おそれがあるため、９５０℃以下とすることが好ましい。より好ましくは、９３０℃以下である。
ここで、Ａｒ3変態点は、例えば、次式で求めることが可能である。
Ａｒ3（℃）＝９１０－２７３×Ｃ－７４×Ｍｎ－５７×Ｎｉ－１６×Ｃｒ－９×Ｍｏ－５×Ｃｕ
ただし、各元素は当該元素の含有量（質量％）を示す。
（ｃ）冷却開始温度：Ａｒ3変態点以上
次に、熱間圧延後の鋼板に、Ａｒ3変態点以上から冷却を行う。冷却開始温度がＡｒ3変態点未満では、鋼板表層部にフェライトが生成し、強度差が大きいマルテンサイト組織あるいはベイナイト組織と共存することになる結果、靭性が低下する。そのため、冷却開始温度はＡｒ3変態点以上とする。
（ｄ）１回目冷却における速度：鋼板表面から１ｍｍ深さにおける冷却速度が１０℃／ｓ以上
１回目冷却における速度は、１０℃／ｓ以上とする。なぜなら、焼戻しベイナイトあるいは焼戻しベイナイトと硬度差が大きいフェライトが生成することにより低温靭性が確保されない。好ましくは、１０℃／ｓ以上である。冷却速度の上限は特に限定されないが、過度の冷却を行うと冷却コストが増加するため、２００℃／ｓ以下とすることが好ましい。
（ｅ）１回目冷却停止温度：鋼板表面から１ｍｍ深さにおける温度が６００℃以下
１回目の冷却の停止温度は、表層部の組織を合計９０％以上のマルテンサイトおよび／あるいはベイナイトとするため、６００℃以下とする。冷却停止温度が６００℃を超えると、フェライトが多く生成し靭性が低下する。従って、冷却停止温度は６００℃以下とする。一方、冷却停止温度の下限は限定しないが、実質的には、冷却水の温度以下にはならないため５℃以上である。しかし、表層部の冷却停止温度が低すぎると、続く板厚中心部も冷却されすぎてしまうため、好ましくは１００℃以上、より好ましくは２００℃以上である。
（ｆ）冷却停止時間：１０秒以上６００秒以下
上記の１回目の冷却後、一時的に冷却を１０秒以上６００秒以下の間にわたり停止する。冷却停止によって、表層部に生成したマルテンサイトあるいはベイナイトの組織を板厚中心部側からの復熱によって焼戻す。停止時間が１０秒未満では、焼戻しの効果は不十分となり、靭性が低下するとともに、強度が過剰に高くなる。一方、６００秒を超えると、板厚中心部での変態が開始しフェライト組織が多く生成してしまい、さらに組織が粗大になるために、強度さらには靭性が低下してしまう。
（ｇ）２回目冷却速度：板厚中心部における冷却速度が５℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下
上記冷却停止後、冷却を再開する。ここでの冷却速度は、フェライトあるいはマルテンサイトが所定の体積率になるように、５℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下とする。すなわち、冷却速度が５℃／ｓ未満であると、フェライトあるいはベイナイト組織の体積率多くなりすぎてしまい、強度特性を満足しなくなる。一方で、冷却速度が５０℃／ｓを超えると、マルテンサイトの体積率が多くなりすぎてしまい、靭性が低下する。
（ｈ）２回目冷却終了温度：板厚中心部における冷却終了温度が２００℃以上４５０℃以下
２回目の冷却の終了温度は、板厚中心部にてフェライトおよびベイナイトの組織を所定の体積率得るために２００℃以上４５０℃以下とする。冷却終了温度が４５０℃超では、板厚中心部のフェライトおよびベイナイトの合計体積率が９０％を超え、強度特性を満足しなくなる。一方、冷却終了温度が２００℃未満の温度では、島状マルテンサイトの体積率が多くなりすぎてしまい、強度が過剰に高くなることに加え靭性が低下する。
上記した成分組成を有する鋼素材を、上記した製造条件に従って製造することによって、上記した組織を有する鋼板を得ることができる。かくして得られる鋼板は優れた強度特性と靭性をそなえることになる。ここで、優れた強度特性とは、降伏強さＹＳ（降伏点があるときは降伏点ＹＰ、ないときは０．２％耐力σ0.2）：４４０ＭＰａ以下および引張強さ（ＴＳ）：４９０ＭＰa以上である。このうち、降伏強さＹＳは、アンモニア応力腐食割れ性と密接に関係し、液化ガスばら積み船の構造部材として、国際海事機関によるＩＭＯガスコードや船級規則にて、アンモニア応力腐食割れの危険性を最小限にするため降伏点を４４０ＭＰa以下と規定されている。したがって、ＹＳが４４０ＭＰａ以下であれば、優れたアンモニア応力腐食割れ性を有するといえる。
鋼板の引張強さ（ＴＳ）は基本的に高いほど良いが、６２０ＭＰa超では加工性に問題が生じる可能性が高くなる。あるいは、合金を多量に添加することになり、コストが高くなる可能性が高い。また、アンモニア応力腐食割れ性を確保するための降伏強さＹＳ（降伏点があるときは降伏点ＹＰ、ないときは０．２％耐力σ0.2）：４４０ＭＰａ以下を両立できなくなるため、鋼板の引張強さ（ＴＳ）は６２０ＭＰａ以下とすることが望ましい。なお、本発明で得られる鋼板の引張強さ（ＴＳ）は実質的に６２０ＭＰａ以下である。
表１に示す成分組成の溶鋼を溶製し、鋼素材（スラブ）とした。これら鋼素材（スラブ）に、表２に示す条件での熱間圧延および冷却を施した。
得られた鋼板について、鋼板表面から１ｍｍの深さ（表層部）および鋼板表面から板厚の１／２（板厚中心部）のミクロ組織における組織分率の測定、引張特性および靭性の評価を実施した。各試験方法は次の通りである。
［表層部および板厚中心部のミクロ組織分率の測定］
得られた各鋼板から、該鋼板表面から１ｍｍの深さの位置が観察面となるように、サンプルを採取した。前記サンプルの表面を鏡面研磨し、さらにナイタール腐食した後、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて１０ｍｍ×１０ｍｍの範囲を撮影した。撮影された像について画像解析装置を用いて解析することによってミクロ組織の分率を求め、その値を体積率とした。
さらに、板厚中心部のミクロ組織は、得られた各鋼板から板厚中心部が観察面となるように、サンプルを採取して調査した。すなわち、前記サンプルを鏡面研磨し、さらにナイタール腐食した後、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて１０ｍｍ×１０ｍｍの範囲を撮影した。撮影された像について画像解析装置を用いて解析することによってミクロ組織の面分率を求めた。ミクロ組織の異方性が小さい場合、面分率は体積率に相当するため、本特許では面分率を体積率とした。
いずれの場合も、ミクロ組織の分率を求める際の、各組織の判別は、次のとおりに行った。鋼材を鏡面研磨し、ナイタールエッチングして組織を現出させ500～3000倍に拡大してSEMで観察した。フェライトは等方的に成長した炭化物を含まない組織で粒内が黒く見える組織、パーライトはフェライト（黒）と炭化物(白)が縞模様（ストライプ状）に見える組織とした。ベイナイトは細長く成長したラス状のフェライト組織を有し、円相当径で０．０５μｍ以上の炭化物を含む組織とし、さらに炭化物を１．０×１０4個／ｍｍ2以上含む場合は焼戻しベイナイトと定義した。焼き戻した組織では炭化物が分断され、例えばベイナイトのラス間に出る細長い炭化物が丸い複数の炭化物になっているので、炭化物を見ることで区別が付きやすい。マルテンサイトはベイナイトと同様の細長く成長したラス状のフェライト組織を有し、円相当径で０．０５μｍ以下の炭化物を含む組織とし、さらに炭化物を１．０×１０4個／ｍｍ2以上含む場合は焼戻しマルテンサイトと定義した。なお、炭化物は白い点状に見える。また、オーステナイトは、ベイナイトあるいはマルテンサイト組織の間に存在する、円相当径で０．５０μｍ以上の炭化物ではない組織と定義した。
[強度特性]
各鋼板の全厚から、圧延方向に直角の方向にＪＩＳ Ｚ ２２０１の１Ｂ号試験片を採取して、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の要領で引張試験を行い、降伏強さＹＳ（降伏点があるときは降伏点ＹＰ、ないときは０．２％耐力σ0.2）および引張強さ（ＴＳ）を測定した。そして降伏強さ：４４０ＭＰａ以下のものを、アンモニア応力腐食割れ性に優れた鋼板とし、引張強さが４９０ＭＰa以上のものを引張強度に優れた鋼板と評価した。なお、降伏強さＹＳは、アンモニア応力腐食割れ性と密接に関係し、液化ガスばら積み船の構造部材として、ＩＭＯガスコードや船級規則にて、アンモニア応力腐食割れの危険性を最小限にするため降伏点を４４０ＭＰa以下と規定されている。従って、上記の通り、ＹＳ４４０ＭＰａ以下のものをアンモニア応力腐食割れ性に優れた鋼板と判定した。
［靭性］
また各鋼板の表面側から１ｍｍ削った部位から、圧延方向にＪＩＳ Ｚ ２２０２のＶノッチ試験片を採取して、ＪＩＳ Ｚ ２２４２の要領でシャルピー衝撃試験を行い、ｖＴｒｓを測定した。そして、ｖＴｒｓが－６０℃以下のものを靭性に優れた鋼板と評価した。
かくして得られた評価結果を表２に併記する。
Figure 0007147960000001
Figure 0007147960000002
表１および２から分かるように、発明例はいずれも、４４０ＭＰａ以下の降伏強度ＹＳと４９０ＭＰａ以上の引張強度ＴＳをもち、延性脆性温度が－６０℃以下である、低温での靭性およびアンモニア応力腐食割れ性に優れた鋼板が得られている。
一方、比較例に相当する鋼板Ｎｏ．５、７、９、１１、１２、１４、１７、１８、２０、２１、２４、２５、５１は、表層部のミクロ組織および板厚中心部のミクロ組織が発明例と異なっており、降伏強度ＹＳ、引張強度ＴＳ、あるいは低温での靱性が発明例に比較して劣っている。また、比較例に相当する鋼板Ｎｏ．３８では、炭素量が低く引張強度ＴＳが発明例と比較して劣っている。鋼板Ｎｏ．３９では、炭素量が高く、降伏強度ＹＳが発明例と比較して高く、アンモニア応力腐食割れ性に劣っており、低温での靭性も発明例と比較して劣っている。鋼板Ｎｏ．４０、４３、４４、４５、４９、５０では、種々の元素の添加量が発明例よりも多く、低温での靭性が発明例と比較して劣っている。鋼板Ｎｏ．４１では、マンガン量が低く引張強度ＴＳが発明例と比較して劣っている。鋼板Ｎｏ．４２では、マンガン量が高く降伏強度ＹＳが発明例と比較して高く、アンモニア応力腐食割れ性に劣っており、低温での靭性も発明例と比較して劣っている。鋼板Ｎｏ．４６、４８は窒素あるいはチタン量が低く、低温での靭性が発明例と比較して劣っている。

Claims (4)

  1. 質量％で、
    Ｃ：０．０５％以上０．１５％以下、
    Ｓｉ：０．５０％以下、
    Ｍｎ：０．５０％以上２．００％以下、
    Ａｌ：０．０６０％以下、
    Ｎ：０．００１０％以上０．０１００％以下、
    Ｔｉ：０．００５％以上０．１００％以下、
    Ｐ：０．０２０％以下、
    Ｓ：０．０１０％以下および
    Ｏ：０．０１００％以下
    を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物の成分組成を有し、
    鋼板の表面から１ｍｍの深さにおける焼戻マルテンサイトおよび焼戻ベイナイトの合計体積率が９０％以上であり、前記鋼板の板厚の１／２におけるフェライトおよびベイナイトの合計体積率が６０％以上９０％以下、かつ島状マルテンサイトの体積率が１０％以下である、ミクロ組織を有し、降伏強さ（ＹＳ）：４４０ＭＰａ以下、引張強さ（ＴＳ）：４９０ＭＰa以上および延性脆性温度（ｖＴｒｓ）が－６０℃以下である、鋼板。
  2. 前記成分組成はさらに、質量％で、
    Ｃｕ：２．００％以下、
    Ｎｉ：２．００％以下、
    Ｃｒ：１．００％以下、
    Ｍｏ：１．００％以下、
    Ｖ：１．００％以下、
    Ｗ：１．００％以下、
    Ｃｏ：１．００％以下、
    Ｎｂ：０．１００％以下、
    Ｂ：０．０１００％以下、
    Ｃａ：０．０２００％以下、
    Ｍｇ：０．０２００％以下および
    ＲＥＭ：０．０２００％以下
    のうちから選ばれる１種以上を含有する、請求項１に記載の鋼板。
  3. 質量％で、
    Ｃ：０．０５％以上０．１５％以下、
    Ｓｉ：０．５０％以下、
    Ｍｎ：０．５０％以上２．００％以下、
    Ａｌ：０．０６０％以下、
    Ｎ：０．００１０％以上０．０１００％以下、
    Ｔｉ：０．００５％以上０．１００％以下、
    Ｐ：０．０２０％以下、
    Ｓ：０．０１０％以下および
    Ｏ：０．０１００％以下
    を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物の成分組成を有する鋼素材に、終了温度がＡｒ3点以上の熱間圧延を施し、その後Ａｒ3点以上の温度から冷却を開始し、鋼板表面から１ｍｍの深さにおける温度が６００℃以下になるまで平均冷却速度：１０℃/s以上で冷却し、一旦冷却を停止して該冷却を１０秒から６００秒の間で中断し、次いで鋼板の板厚の１／２における平均冷却速度が５～５０℃／ｓの冷却を行って、該冷却を板厚中心部における温度が２００℃以上４５０℃以下の温度域にて終了する、鋼板の表面から１ｍｍの深さにおける焼戻マルテンサイトおよび焼戻ベイナイトの合計体積率が９０％以上であり、前記鋼板の板厚の１／２におけるフェライトおよびベイナイトの合計体積率が６０％以上９０％以下、かつ島状マルテンサイトの体積率が１０％以下である、ミクロ組織を有し、降伏強さ（ＹＳ）：４４０ＭＰａ以下、引張強さ（ＴＳ）：４９０ＭＰa以上および延性脆性温度（ｖＴｒｓ）が－６０℃以下である、鋼板の製造方法。
  4. 前記成分組成はさらに、質量％で、
    Ｃｕ：２．００％以下、
    Ｎｉ：２．００％以下、
    Ｃｒ：１．００％以下、
    Ｍｏ：１．００％以下、
    Ｖ：１．００％以下、
    Ｗ：１．００％以下、
    Ｃｏ：１．００％以下、
    Ｎｂ：０．１００％以下、
    Ｂ：０．０１００％以下、
    Ｃａ：０．０２００％以下、
    Ｍｇ：０．０２００％以下および
    ＲＥＭ：０．０２００％以下のうちから選ばれる１種以上を含有する、請求項３に記載の鋼板の製造方法。

JP2021507721A 2019-11-27 2020-10-01 鋼板およびその製造方法 Active JP7147960B2 (ja)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2019214650 2019-11-27
JP2019214650 2019-11-27
PCT/JP2020/037483 WO2021106368A1 (ja) 2019-11-27 2020-10-01 鋼板およびその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
JPWO2021106368A1 JPWO2021106368A1 (ja) 2021-12-02
JP7147960B2 true JP7147960B2 (ja) 2022-10-05

Family

ID=76130461

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2021507721A Active JP7147960B2 (ja) 2019-11-27 2020-10-01 鋼板およびその製造方法

Country Status (4)

Country Link
JP (1) JP7147960B2 (ja)
KR (1) KR102691589B1 (ja)
CN (1) CN114761595B (ja)
WO (1) WO2021106368A1 (ja)

Families Citing this family (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN113122770B (zh) * 2019-12-31 2022-06-28 宝山钢铁股份有限公司 低碳低成本超高强复相钢板/钢带及其制造方法
JP7538784B2 (ja) 2021-07-20 2024-08-22 株式会社神戸製鋼所 厚鋼板およびその製造方法
KR20240114757A (ko) * 2022-02-24 2024-07-24 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 강판 및 그 제조 방법
EP4450654A1 (en) * 2022-02-24 2024-10-23 JFE Steel Corporation Steel sheet and method for producing same
WO2023162522A1 (ja) * 2022-02-24 2023-08-31 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板およびその製造方法
KR20240134964A (ko) * 2022-04-20 2024-09-10 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 강판 및 그 제조 방법
WO2023203702A1 (ja) * 2022-04-20 2023-10-26 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板およびその製造方法

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2007119890A (ja) 2005-10-31 2007-05-17 Jfe Steel Kk 高靭性高張力鋼板の製造方法
WO2014162680A1 (ja) 2013-04-04 2014-10-09 Ｊｆｅスチール株式会社 熱延鋼板およびその製造方法
JP2018127677A (ja) 2017-02-08 2018-08-16 新日鐵住金株式会社 タンク用鋼材及びその製造方法
WO2019058424A1 (ja) 2017-09-19 2019-03-28 新日鐵住金株式会社 鋼管及び鋼板

Family Cites Families (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5843704A (ja) * 1981-09-08 1983-03-14 川辺農研産業株式会社 作物の栽培床の形成のための耕起装置
JPS6320413A (ja) * 1986-07-14 1988-01-28 Sumitomo Metal Ind Ltd 高靭性高張力鋼板の製造法
JP3802626B2 (ja) 1996-11-12 2006-07-26 新日本製鐵株式会社 溶接性および低温靭性の優れた低降伏比高張力鋼の製造方法
JP3848415B2 (ja) 1996-12-11 2006-11-22 新日本製鐵株式会社 溶接性および低温靭性の優れた低降伏比高張力鋼の製造方法
EP2871254B1 (en) * 2012-09-13 2020-06-24 JFE Steel Corporation Hot-rolled steel sheet and method for manufacturing same
JP6123713B2 (ja) * 2014-03-17 2017-05-10 Ｊｆｅスチール株式会社 厚肉熱延鋼帯およびその製造方法
JP6048436B2 (ja) * 2014-03-28 2016-12-21 Ｊｆｅスチール株式会社 調質高張力厚鋼板及びその製造方法
WO2016157896A1 (ja) * 2015-04-01 2016-10-06 Ｊｆｅスチール株式会社 熱延鋼板およびその製造方法
KR20180073207A (ko) * 2016-12-22 2018-07-02 주식회사 포스코 저온인성과 암모니아 응력부식균열(scc) 저항성이 우수한 고강도 저항복비 강재 및 그 제조방법

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2007119890A (ja) 2005-10-31 2007-05-17 Jfe Steel Kk 高靭性高張力鋼板の製造方法
WO2014162680A1 (ja) 2013-04-04 2014-10-09 Ｊｆｅスチール株式会社 熱延鋼板およびその製造方法
JP2018127677A (ja) 2017-02-08 2018-08-16 新日鐵住金株式会社 タンク用鋼材及びその製造方法
WO2019058424A1 (ja) 2017-09-19 2019-03-28 新日鐵住金株式会社 鋼管及び鋼板

Also Published As

Publication number Publication date
CN114761595B (zh) 2023-08-01
JPWO2021106368A1 (ja) 2021-12-02
KR102691589B1 (ko) 2024-08-05
CN114761595A (zh) 2022-07-15
KR20220030288A (ko) 2022-03-10
WO2021106368A1 (ja) 2021-06-03

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP7147960B2 (ja) 鋼板およびその製造方法
JP6047947B2 (ja) 耐サワー性に優れたラインパイプ用厚肉高強度継目無鋼管およびその製造方法
JP5029748B2 (ja) 靭性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP7063364B2 (ja) 高Ｍｎ鋼
JP7226598B2 (ja) 耐摩耗鋼板およびその製造方法
JP5825224B2 (ja) 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
JP7323088B1 (ja) 鋼板およびその製造方法
CA3094517C (en) A steel composition in accordance with api 5l psl-2 specification for x-65 grade having enhanced hydrogen induced cracking (hic) resistance, and method of manufacturing the steel thereof
JP5428999B2 (ja) Ｌｐｇ・アンモニア混載用鋼材の製造方法
KR20210027412A (ko) 고 Mn 강 및 그 제조 방법
JP7088235B2 (ja) 耐摩耗鋼板およびその製造方法
JP7323091B1 (ja) 鋼板およびその製造方法
JP7541654B1 (ja) クラッド鋼板およびその製造方法
JP7622839B2 (ja) 鋼板およびその製造方法
WO2024190920A1 (ja) 鋼材
WO2023166934A1 (ja) 鋼板およびその製造方法
WO2025022586A1 (ja) 鋼板およびその製造方法
WO2023162522A1 (ja) 鋼板およびその製造方法
WO2023162571A1 (ja) 鋼板およびその製造方法
WO2023002812A1 (ja) 厚鋼板およびその製造方法
WO2025022587A1 (ja) 鋼板およびその製造方法
JP2023057907A (ja) 鋼板およびその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
A621 Written request for application examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621

Effective date: 20210212

A131 Notification of reasons for refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131

Effective date: 20220215

A521 Request for written amendment filed

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20220401

TRDD Decision of grant or rejection written
A01 Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01

Effective date: 20220823

A61 First payment of annual fees (during grant procedure)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61

Effective date: 20220905

R150 Certificate of patent or registration of utility model

Ref document number: 7147960

Country of ref document: JP

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150