JP2019502818A - 低温靭性と耐水素誘起割れ性に優れた厚板鋼材、及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
本発明は、Ｃ：０．０２〜０．０８重量％、Ｓｉ：０．１〜０．５重量％、Ｍｎ：０．８〜２．０重量％、Ｐ：０．０３重量％以下、Ｓ：０．００３重量％以下、Ａｌ：０．０６重量％以下、Ｎ：０．０１重量％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．１重量％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５重量％及びＣａ：０．０００５〜０．００５重量％に、Ｃｕ：０．００５〜０．３％及びＮｉ：０．００５〜０．５％のうち１種または２種と、Ｃｒ：０．０５〜０．５重量％、Ｍｏ：０．０２〜０．４重量％及びＶ：０．００５〜０．１重量％のうち１種以上と、を含み、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、下記関係式１で定義される炭素当量（Ｃｅｑ）が０．４５以下であり、Ｃａ／ｓの重量比が０．５〜５．０の範囲を満たし、既知組織として焼き戻し米ナイト［焼戻しアシキュラーフェライト（Ａｃｉｃｕｌａｒ Ｆｅｒｒｉｔｅ）を含む］または焼戻しマルテンサイトを有し、厚さ中心部を基準に上下５ｍｍ以内のＴｉ系、Ｎｂ系またはＴｉ−Ｎｂ複合系炭窒化物の最長辺の長さが１０μｍ以下である、低温靭性と耐水素誘起割れ性に優れた厚板鋼材、及びその製造方法に関するものである。［関係式１］（Ｃｅｑ）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５（ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ及びＮｉは、各元素の含量を重量％で示す）【選択図】図１
Description
本発明は、ラインパイプ及びプロセスパイプの用途などに用いられる厚板鋼材、及びその製造方法に関するものであり、より詳細には、低温靭性と耐水素誘起割れ性に優れた厚板鋼材、及びその製造方法に関する。
ＡＰＩ規格のＨＩＣ（水素誘起割れ）保証用の厚板鋼材は、ラインパイプ及びプロセスパイプの用途などに用いられており、容器内に保存される物質及び使用環境に応じて鋼材の要求物性が決定される。また、精油設備のプロセスパイプに適用される場合、殆ど高温で用いられるため、高温でも物性変化の少ない熱処理型パイプを適用されている。
したがって、鋼材が処理する物質が低温である場合や、寒冷地で用いられる場合には低温靭性が要求されることが多い。最近は、エネルギー産業の発展に伴い、原油精製設備に必要な鋼材の要求が増加しており、それぞれの設備が用いられる環境を考慮して、優れた耐水素誘起割れ性だけでなく、低温でも靭性に優れた複合機能が要求される鋼材の需要が増加している。
一般に、鋼材は使用温度が低くなるにつれて靭性も低下し、弱い衝撃でも簡単に割れが発生し伝播するため、材料の安定性に大きな影響を及ぼす。
したがって、使用温度が低い鋼材は、低温でも靭性の低下が起こらないように成分や微細組織を制御している。低温靭性を増加させるための通常の方法としては、硫黄やリンのような不純物の添加を最小化し、Ｎｉのような低温靭性の向上に寄与する量の合金元素を適宜添加する方法を用いている。
したがって、鋼材が処理する物質が低温である場合や、寒冷地で用いられる場合には低温靭性が要求されることが多い。最近は、エネルギー産業の発展に伴い、原油精製設備に必要な鋼材の要求が増加しており、それぞれの設備が用いられる環境を考慮して、優れた耐水素誘起割れ性だけでなく、低温でも靭性に優れた複合機能が要求される鋼材の需要が増加している。
一般に、鋼材は使用温度が低くなるにつれて靭性も低下し、弱い衝撃でも簡単に割れが発生し伝播するため、材料の安定性に大きな影響を及ぼす。
したがって、使用温度が低い鋼材は、低温でも靭性の低下が起こらないように成分や微細組織を制御している。低温靭性を増加させるための通常の方法としては、硫黄やリンのような不純物の添加を最小化し、Ｎｉのような低温靭性の向上に寄与する量の合金元素を適宜添加する方法を用いている。
熱処理型パイプ鋼材はＴＭＣＰ材とは異なり、熱処理材の特性上、同一の強度を確保するためにＴＭＣＰ材より高い炭素当量を必要とする。しかし、ラインパイプ及びプロセスパイプの用途に用いられる鋼材は、その製造工程において溶接工程を伴うため、炭素当量が低いほど溶接性に優れた特性を示す。
また、熱処理材の高い炭素当量により、ＴＭＣＰ材に比べて低温ＤＷＴＴ特性とＨＩＣを誘発する中心部偏析が劣るため、炭素当量を下げるとともに高い強度を確保できる方法を考案する必要がある。
通常の焼入れ＋焼戻し熱処理材の場合、鋼の使用温度における強度低下を最小化するために、使用温度以上で焼戻し熱処理を行う。一般的な焼入れ＋焼戻し熱処理材の保証温度は６２０℃前後であり、炭素当量が０．４５以下では、厚さ８０ｍｍまで引張強度が５００ＭＰａ級の材料を確保することができない。
また、熱処理材の高い炭素当量により、ＴＭＣＰ材に比べて低温ＤＷＴＴ特性とＨＩＣを誘発する中心部偏析が劣るため、炭素当量を下げるとともに高い強度を確保できる方法を考案する必要がある。
通常の焼入れ＋焼戻し熱処理材の場合、鋼の使用温度における強度低下を最小化するために、使用温度以上で焼戻し熱処理を行う。一般的な焼入れ＋焼戻し熱処理材の保証温度は６２０℃前後であり、炭素当量が０．４５以下では、厚さ８０ｍｍまで引張強度が５００ＭＰａ級の材料を確保することができない。
耐水素誘起割れ性及び低温靭性の向上のためには、現在まで下記の技術が提案されている。
大韓民国特許公開２００４−００２１１１７号公報には、発電所のボイラー、圧力容器などの材料に用いられる靭性に優れた引張強度６００ＭＰａ級の圧力容器用鋼材が提案されており、大韓民国特許登録第０８３３０７０号公報には、引張強度５００ＭＰａ級を満たすとともに、耐水素誘起割れ性に優れた圧力容器用厚鋼板が提案されている。
しかし、これらの鋼材は、炭素含量が高いため、優れた溶接性及び耐水素誘起割れ性の確保が依然として難しく、焼戻し後の強度低下が著しいという欠点がある。
大韓民国特許公開２００４−００２１１１７号公報には、発電所のボイラー、圧力容器などの材料に用いられる靭性に優れた引張強度６００ＭＰａ級の圧力容器用鋼材が提案されており、大韓民国特許登録第０８３３０７０号公報には、引張強度５００ＭＰａ級を満たすとともに、耐水素誘起割れ性に優れた圧力容器用厚鋼板が提案されている。
しかし、これらの鋼材は、炭素含量が高いため、優れた溶接性及び耐水素誘起割れ性の確保が依然として難しく、焼戻し後の強度低下が著しいという欠点がある。
本発明は、鋼成分と微細組織を最適化することで、低温靭性と耐水素誘起割れ性に優れた厚板鋼材を提供することを目的とする。
また、本発明は、鋼成分と製造条件を適宜制御して微細組織を最適化することで、低温靭性と耐水素誘起割れ性に優れた厚板鋼材を製造する方法を提供することを目的とする。
また、本発明は、鋼成分と製造条件を適宜制御して微細組織を最適化することで、低温靭性と耐水素誘起割れ性に優れた厚板鋼材を製造する方法を提供することを目的とする。
本発明の低温靭性と耐水素誘起割れ性に優れた厚板鋼材は、Ｃ：０．０２〜０．０８重量％、Ｓｉ：０．１〜０．５重量％、Ｍｎ：０．８〜２．０重量％、Ｐ：０．０３重量％以下、Ｓ：０．００３重量％以下、Ａｌ：０．０６重量％以下、Ｎ：０．０１重量％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．１重量％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５重量％及びＣａ：０．０００５〜０．００５重量％に、Ｃｕ：０．００５〜０．３％及びＮｉ：０．００５〜０．５％のうち１種または２種と、Ｃｒ：０．０５〜０．５重量％、Ｍｏ：０．０２〜０．４重量％及びＶ：０．００５〜０．１重量％のうち１種以上と、を含み、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、下記関係式１で定義される炭素当量（Ｃｅｑ）が０．４５以下であり、
Ｃａ／Ｓの重量比が０．５〜５．０の範囲を満たし、基地組織として焼戻しベイナイト［焼戻しアシキュラーフェライト（Ａｃｉｃｕｌａｒ Ｆｅｒｒｉｔｅ）を含む］または焼戻しマルテンサイトを有し、厚さ中心部を基準に上下部５ｍｍ以内のＴｉ系、Ｎｂ系またはＴｉ−Ｎｂ複合系炭窒化物の最長辺の長さが１０μｍ以下であることを特徴とする。
［関係式１］
炭素当量（Ｃｅｑ）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５
（ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ及びＮｉは、各元素の含量を重量％で示す）
Ｃａ／Ｓの重量比が０．５〜５．０の範囲を満たし、基地組織として焼戻しベイナイト［焼戻しアシキュラーフェライト（Ａｃｉｃｕｌａｒ Ｆｅｒｒｉｔｅ）を含む］または焼戻しマルテンサイトを有し、厚さ中心部を基準に上下部５ｍｍ以内のＴｉ系、Ｎｂ系またはＴｉ−Ｎｂ複合系炭窒化物の最長辺の長さが１０μｍ以下であることを特徴とする。
［関係式１］
炭素当量（Ｃｅｑ）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５
（ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ及びＮｉは、各元素の含量を重量％で示す）
本発明の低温靭性と耐水素誘起割れ性に優れた厚板鋼材の製造方法は、Ｃ：０．０２〜０．０８重量％、Ｓｉ：０．１〜０．５重量％、Ｍｎ：０．８〜２．０重量％、Ｐ：０．０３重量％以下、Ｓ：０．００３重量％以下、Ａｌ：０．０６重量％以下、Ｎ：０．０１重量％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．１重量％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５重量％及びＣａ：０．０００５〜０．００５重量％に、Ｃｕ：０．００５〜０．３％とＮｉ：０．００５〜０．５％のうち１種または２種と、Ｃｒ：０．０５〜０．５重量％、Ｍｏ：０．０２〜０．４重量％、Ｖ：０．００５〜０．１重量％のうち１種以上と、を含み、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、下記関係式１で定義される炭素当量（Ｃｅｑ）が０．４５以下であり、
そして、Ｃａ／Ｓの重量比が０．５〜５．０の範囲を満たす鋼スラブを１１００〜１３００℃に再加熱した後、Ａｒ３＋１００℃〜Ａｒ３＋３０℃の温度で累積圧下率４０％以上の仕上げ圧延を行い、Ａｒ３＋８０℃〜Ａｒ３で下記関係式２の冷却速度で直接焼入れを開始し、５００℃以下で冷却を終了した後、５８０〜７００℃の温度に再加熱して空冷することを特徴とする。
［関係式１］
炭素当量（Ｃｅｑ）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５
（ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ及びＮｉは、各元素の含量を重量％で示す）
［関係式２］
２０，０００／厚さ２（ｍｍ２）≦冷却速度（℃／ｓｅｃ）≦６０，０００／厚さ２（ｍｍ２）
そして、Ｃａ／Ｓの重量比が０．５〜５．０の範囲を満たす鋼スラブを１１００〜１３００℃に再加熱した後、Ａｒ３＋１００℃〜Ａｒ３＋３０℃の温度で累積圧下率４０％以上の仕上げ圧延を行い、Ａｒ３＋８０℃〜Ａｒ３で下記関係式２の冷却速度で直接焼入れを開始し、５００℃以下で冷却を終了した後、５８０〜７００℃の温度に再加熱して空冷することを特徴とする。
［関係式１］
炭素当量（Ｃｅｑ）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５
（ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ及びＮｉは、各元素の含量を重量％で示す）
［関係式２］
２０，０００／厚さ２（ｍｍ２）≦冷却速度（℃／ｓｅｃ）≦６０，０００／厚さ２（ｍｍ２）
本発明によると、低温ＤＷＴＴ特性と耐水素誘起割れ性に優れた厚板鋼材を提供できることはもちろん、低い炭素当量で溶接性に優れた、厚さ８０ｍｍまでの引張強度が５００Ｍｐａ級以上の高強度厚板鋼材を提供することができる。
以下、本発明を詳細に説明する。
本発明は、鋼成分と微細組織を最適化することで低温ＤＷＴＴ特性と耐水素誘起割れ性に優れた、引張強度が５００Ｍｐａ級以上の厚板鋼材を提供する。
本発明は従来の技術とは異なり、炭素当量が低いにも関わらず、５００ＭＰａ級の厚板直接焼入れ−焼戻し熱処理鋼材を提供する。そのために炭素の含量を減少させ、Ｎｂを活用することにより、焼戻し後にも引張強度が５００ＭＰａ級以上である、低温ＤＷＴＴ特性に優れ、且つ耐水素誘起割れ性に優れた鋼板を提供することができる。
本発明は、鋼成分と微細組織を最適化することで低温ＤＷＴＴ特性と耐水素誘起割れ性に優れた、引張強度が５００Ｍｐａ級以上の厚板鋼材を提供する。
本発明は従来の技術とは異なり、炭素当量が低いにも関わらず、５００ＭＰａ級の厚板直接焼入れ−焼戻し熱処理鋼材を提供する。そのために炭素の含量を減少させ、Ｎｂを活用することにより、焼戻し後にも引張強度が５００ＭＰａ級以上である、低温ＤＷＴＴ特性に優れ、且つ耐水素誘起割れ性に優れた鋼板を提供することができる。
熱処理型パイプ鋼材はＴＭＣＰ材とは異なり、熱処理材の特性上、同一の強度を確保するためにＴＭＣＰ材より高い炭素当量を必要とする。しかし、ラインパイプ及びプロセスパイプの用途に用いられる鋼材は、その製造工程において溶接工程を伴うため、炭素当量が低いほど溶接性に優れた特性を示す。
また、熱処理材の高い炭素当量により、ＴＭＣＰ材に比べて低温ＤＷＴＴ特性とＨＩＣを誘発する中心部偏析が劣るため、炭素当量を下げるとともに高い強度を確保できる方法を考案する必要がある。
通常の焼入＋焼戻し熱処理材の場合、鋼の使用温度における強度低下を最小化するために、使用温度以上で焼戻し熱処理を行う。
また、熱処理材の高い炭素当量により、ＴＭＣＰ材に比べて低温ＤＷＴＴ特性とＨＩＣを誘発する中心部偏析が劣るため、炭素当量を下げるとともに高い強度を確保できる方法を考案する必要がある。
通常の焼入＋焼戻し熱処理材の場合、鋼の使用温度における強度低下を最小化するために、使用温度以上で焼戻し熱処理を行う。
一般的な焼入れ＋焼戻し熱処理材の保証温度は６２０℃前後であり、炭素当量が０．４５以下では、厚さ８０ｍｍまでの引張強度が５００ＭＰａ級の材料を確保することができない。
本発明者らは、高温環境などの様々な顧客使用環境により適した鋼材を提供するために研究と実験を重ねた結果、高い炭素当量を有する成分系では優れた溶接性の確保が困難であるだけでなく、低温ＤＷＴＴ特性及び耐ＨＩＣ性を画期的に改善できないことを確認し、それを解決するために更なる研究と実験を重ねたことにより本発明を完成した。
本発明では、焼戻し温度区間における析出を活用することで、焼戻しによる強度低下を補償できるという点に着目して、炭素当量の増加に最も大きな影響を及ぼす元素である炭素含量を減少させ、焼戻し時に析出物の形成を誘導した。
本発明者らは、高温環境などの様々な顧客使用環境により適した鋼材を提供するために研究と実験を重ねた結果、高い炭素当量を有する成分系では優れた溶接性の確保が困難であるだけでなく、低温ＤＷＴＴ特性及び耐ＨＩＣ性を画期的に改善できないことを確認し、それを解決するために更なる研究と実験を重ねたことにより本発明を完成した。
本発明では、焼戻し温度区間における析出を活用することで、焼戻しによる強度低下を補償できるという点に着目して、炭素当量の増加に最も大きな影響を及ぼす元素である炭素含量を減少させ、焼戻し時に析出物の形成を誘導した。
すなわち、炭素含量が高い場合、Ｎｂは圧延工程中にいずれも析出して焼戻し時の析出量が減少するため、焼戻しによる強度低下を補償できないが、炭素含量が低い場合には、圧延工程中に析出せずに残っていた固溶Ｎｂが焼戻し時に析出することにより、焼戻しによる強度低下を補償できることを見出した。したがって、これは低炭素成分系の活用による相乗効果と見ることができる。
さらに、本発明は、鋼成分を制御するとともにＡｒ３直上で低温仕上げ圧延を適用することにより、圧延中に析出するＴｉ系、Ｎｂ系またはＴｉ−Ｎｂ複合系炭窒化物の大きさを微細に制御し、中心部ＤＷＴＴ特性及び耐ＨＩＣ性をさらに向上させたものである。
以下、本発明の好ましい一側面である低温靭性と耐水素誘起割れ性に優れた厚板鋼材について説明する。
さらに、本発明は、鋼成分を制御するとともにＡｒ３直上で低温仕上げ圧延を適用することにより、圧延中に析出するＴｉ系、Ｎｂ系またはＴｉ−Ｎｂ複合系炭窒化物の大きさを微細に制御し、中心部ＤＷＴＴ特性及び耐ＨＩＣ性をさらに向上させたものである。
以下、本発明の好ましい一側面である低温靭性と耐水素誘起割れ性に優れた厚板鋼材について説明する。
Ｃ：０．０２〜０．０８重量％
Ｃは、他の成分と共に製造方法と密接に関連している。鋼成分の中でもＣは鋼材の特性に最も大きな影響を及ぼす。Ｃ含量が０．０２重量％未満である場合には、製鋼工程中に過剰な成分制御コストが発生し、溶接熱影響部が必要以上に軟化する。一方、Ｃ含量が０．０８重量％を超える場合には、鋼板の低温ＤＷＴＴ特性と耐水素誘起割れ性を低下させ、溶接性を低下させるだけではなく、添加されたＮｂの大部分を圧延工程中に析出させるため、焼戻し時に析出量を減少させる。
したがって、Ｃ含量は０．０２〜０．０８重量％に限定することが好ましい。
Ｃは、他の成分と共に製造方法と密接に関連している。鋼成分の中でもＣは鋼材の特性に最も大きな影響を及ぼす。Ｃ含量が０．０２重量％未満である場合には、製鋼工程中に過剰な成分制御コストが発生し、溶接熱影響部が必要以上に軟化する。一方、Ｃ含量が０．０８重量％を超える場合には、鋼板の低温ＤＷＴＴ特性と耐水素誘起割れ性を低下させ、溶接性を低下させるだけではなく、添加されたＮｂの大部分を圧延工程中に析出させるため、焼戻し時に析出量を減少させる。
したがって、Ｃ含量は０．０２〜０．０８重量％に限定することが好ましい。
Ｓｉ：０．１〜０．５重量％
Ｓｉは、製鋼工程において脱酸剤として作用するだけでなく、鋼材の強度を高める役割をする。Ｓｉ含量が０．５重量％を超えると、材料の低温ＤＷＴＴ特性が悪くなり、溶接性を阻害し、且つ圧延時にスケール剥離性を誘発する。一方、Ｓｉ含量を０．１重量％以下に下げると、製造コストが上昇するため、その含量は０．１〜０．５重量％に制限することが好ましい。
Ｓｉは、製鋼工程において脱酸剤として作用するだけでなく、鋼材の強度を高める役割をする。Ｓｉ含量が０．５重量％を超えると、材料の低温ＤＷＴＴ特性が悪くなり、溶接性を阻害し、且つ圧延時にスケール剥離性を誘発する。一方、Ｓｉ含量を０．１重量％以下に下げると、製造コストが上昇するため、その含量は０．１〜０．５重量％に制限することが好ましい。
Ｍｎ：０．８〜２．０重量％
Ｍｎは、低温靭性を阻害しないながらも鋼の焼入れ性を向上させる元素であって、０．８重量％以上添加されることが好ましい。しかし、２．０重量％を超えて添加されると、中心偏析が発生して低温靭性が低下することはもちろん、鋼の硬化能が高まり、且つ溶接性が低下するという問題がある。また、Ｍｎの中心偏析は、水素誘起割れを誘発する因子であるため、その含量は０．８〜２．０重量％に制限することが好ましい。特に、中心偏析の観点からは、０．８〜１．６重量％がより好ましい。
Ｍｎは、低温靭性を阻害しないながらも鋼の焼入れ性を向上させる元素であって、０．８重量％以上添加されることが好ましい。しかし、２．０重量％を超えて添加されると、中心偏析が発生して低温靭性が低下することはもちろん、鋼の硬化能が高まり、且つ溶接性が低下するという問題がある。また、Ｍｎの中心偏析は、水素誘起割れを誘発する因子であるため、その含量は０．８〜２．０重量％に制限することが好ましい。特に、中心偏析の観点からは、０．８〜１．６重量％がより好ましい。
Ｐ：０．０３重量％以下
Ｐは、不純物元素であって、その含量が０．０３重量％を超えて添加されると、溶接性が著しく低下するだけでなく、低温靭性が低下するため、その含量は０．０３重量％以下に制限することが好ましい。特に、低温靭性の観点から、０．０１重量％以下がより好ましい。
Ｐは、不純物元素であって、その含量が０．０３重量％を超えて添加されると、溶接性が著しく低下するだけでなく、低温靭性が低下するため、その含量は０．０３重量％以下に制限することが好ましい。特に、低温靭性の観点から、０．０１重量％以下がより好ましい。
Ｓ：０．００３重量％以下
Ｓも不純物元素であって、その含量が０．００３重量％を超えると、鋼の延性、低温靭性及び溶接性を低下させるという問題がある。したがって、その含量は０．００３重量％以下に制限することが好ましい。特に、ＳはＭｎと結合してＭｎＳ介在物を形成して鋼の耐水素誘起割れ性を低下させるため、０．００２重量％以下がより好ましい。
Ｓも不純物元素であって、その含量が０．００３重量％を超えると、鋼の延性、低温靭性及び溶接性を低下させるという問題がある。したがって、その含量は０．００３重量％以下に制限することが好ましい。特に、ＳはＭｎと結合してＭｎＳ介在物を形成して鋼の耐水素誘起割れ性を低下させるため、０．００２重量％以下がより好ましい。
Ａｌ：０．０６重量％以下
通常、Ａｌは、溶鋼中に存在する酸素と反応して酸素を除去する脱酸剤としての役割を行う。したがって、Ａｌは鋼材中に十分な脱酸力が得られる程度に添加されるのが一般的である。しかし、０．０６重量％を超えて添加されると、酸化物系介在物が多量に形成されて材料の低温靭性及び耐水素誘起割れ性を阻害するため、その含量は０．０６重量％以下に制限する。
通常、Ａｌは、溶鋼中に存在する酸素と反応して酸素を除去する脱酸剤としての役割を行う。したがって、Ａｌは鋼材中に十分な脱酸力が得られる程度に添加されるのが一般的である。しかし、０．０６重量％を超えて添加されると、酸化物系介在物が多量に形成されて材料の低温靭性及び耐水素誘起割れ性を阻害するため、その含量は０．０６重量％以下に制限する。
Ｎ：０．０１重量％以下
Ｎは、鋼中から工業的に完全に除去することが困難であるため、製造工程で許容可能な範囲である０．０１重量％を上限とする。Ｎは、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖなどと窒化物を形成してオーステナイト結晶粒の成長を妨げ、靭性の向上及び強度の向上に寄与するが、その含量が０．０１重量％を超えて過剰に含有されると、固溶状態のＮが存在し、これらの固溶状態のＮは低温靭性に悪影響を及ぼすため、その含量は０．０１重量％以下に制限することが好ましい。
Ｎは、鋼中から工業的に完全に除去することが困難であるため、製造工程で許容可能な範囲である０．０１重量％を上限とする。Ｎは、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖなどと窒化物を形成してオーステナイト結晶粒の成長を妨げ、靭性の向上及び強度の向上に寄与するが、その含量が０．０１重量％を超えて過剰に含有されると、固溶状態のＮが存在し、これらの固溶状態のＮは低温靭性に悪影響を及ぼすため、その含量は０．０１重量％以下に制限することが好ましい。
Ｎｂ：０．００５〜０．１重量％
Ｎｂは、スラブ再加熱時に固溶され、熱間圧延中にオーステナイト結晶粒の成長を抑制し、その後に析出して鋼の強度を向上させる役割をする。また、焼戻し熱処理時に炭素と結合して低温析出相を形成することにより、焼戻し時の強度低下を補償する役割をする。
しかし、Ｎｂが０．００５重量％未満で添加される場合には、焼戻し時に強度低下を補償できるだけのＮｂ系析出物の析出量を確保し難く、圧延工程中にオーステナイト結晶粒の成長が発生して低温靭性を低下させる。
一方、Ｎｂが０．１重量％を超えて過剰に添加されると、オーステナイト結晶粒が必要以上に微細化して鋼の焼入れ性を低下させる役割をし、且つ粗大なＮｂ系介在物を形成して低温靭性を低下させるため、本発明では、Ｎｂの含量は０．１重量％以下に制限する。低温靭性の観点から、０．０５重量％以下で添加することがより好ましい。
Ｎｂは、スラブ再加熱時に固溶され、熱間圧延中にオーステナイト結晶粒の成長を抑制し、その後に析出して鋼の強度を向上させる役割をする。また、焼戻し熱処理時に炭素と結合して低温析出相を形成することにより、焼戻し時の強度低下を補償する役割をする。
しかし、Ｎｂが０．００５重量％未満で添加される場合には、焼戻し時に強度低下を補償できるだけのＮｂ系析出物の析出量を確保し難く、圧延工程中にオーステナイト結晶粒の成長が発生して低温靭性を低下させる。
一方、Ｎｂが０．１重量％を超えて過剰に添加されると、オーステナイト結晶粒が必要以上に微細化して鋼の焼入れ性を低下させる役割をし、且つ粗大なＮｂ系介在物を形成して低温靭性を低下させるため、本発明では、Ｎｂの含量は０．１重量％以下に制限する。低温靭性の観点から、０．０５重量％以下で添加することがより好ましい。
Ｔｉ：０．００５〜０．０５重量％
Ｔｉは、スラブ再加熱時にＮと結合し、ＴｉＮの形態でオーステナイト結晶粒の成長を抑制する効果を有する元素である。しかし、Ｔｉが０．００５重量％未満で添加される場合には、オーステナイト結晶粒が粗大となって低温靭性が低下し、一方、０．０５重量％を超えて添加されると、粗大なＴｉ系析出物が形成されて低温靭性と耐水素誘起割れ性が低下するため、Ｔｉの含量は０．００５〜０．０５重量％に制限することが好ましい。低温靭性観点からは、０．０３重量％以下で添加することがより好ましい。
Ｔｉは、スラブ再加熱時にＮと結合し、ＴｉＮの形態でオーステナイト結晶粒の成長を抑制する効果を有する元素である。しかし、Ｔｉが０．００５重量％未満で添加される場合には、オーステナイト結晶粒が粗大となって低温靭性が低下し、一方、０．０５重量％を超えて添加されると、粗大なＴｉ系析出物が形成されて低温靭性と耐水素誘起割れ性が低下するため、Ｔｉの含量は０．００５〜０．０５重量％に制限することが好ましい。低温靭性観点からは、０．０３重量％以下で添加することがより好ましい。
Ｃａ：０．０００５〜０．００５重量％
Ｃａは、ＭｎＳ介在物を球状化させる役割をする。ＭｎＳは、中心部に生じる溶融点の低い介在物であって、圧延時に延伸して鋼材の中心部に延伸介在物として存在するが、その量が多いため、ＭｎＳが部分的に密集すると、厚さ方向への引張時に伸びを低下させる役割をする。添加されたＣａは、ＭｎＳと反応してＭｎＳの周囲を囲むため、ＭｎＳの伸びを妨げる。かかるＭｎＳ球状化効果を奏するためには、Ｃａは０．０００５重量％以上添加されるべきである。Ｃａは、揮発性が高くて収率が低い元素であって、製鋼工程で発生する負荷を考慮して、その上限は０．００５重量％に制限することが好ましい。
Ｃａは、ＭｎＳ介在物を球状化させる役割をする。ＭｎＳは、中心部に生じる溶融点の低い介在物であって、圧延時に延伸して鋼材の中心部に延伸介在物として存在するが、その量が多いため、ＭｎＳが部分的に密集すると、厚さ方向への引張時に伸びを低下させる役割をする。添加されたＣａは、ＭｎＳと反応してＭｎＳの周囲を囲むため、ＭｎＳの伸びを妨げる。かかるＭｎＳ球状化効果を奏するためには、Ｃａは０．０００５重量％以上添加されるべきである。Ｃａは、揮発性が高くて収率が低い元素であって、製鋼工程で発生する負荷を考慮して、その上限は０．００５重量％に制限することが好ましい。
本発明では、上記した成分の他に、Ｃｕ：０．００５〜０．３重量％及びＮｉ：０．００５〜０．５重量％のうち１種または２種と、Ｃｒ：０．０５〜０．５重量％、Ｍｏ：０．０２〜０．４重量％及びＶ：０．００５〜０．１重量％のうち１種以上と、を添加することが好ましい。
Ｃｕ：０．００５〜０．３重量％
Ｃｕは、強度を向上させる役割をする成分であって、その含量が０．００５％未満である場合には、かかる効果を十分に達成することができない。したがって、Ｃｕ含量の下限は０．００５％に限定することが好ましい。一方、Ｃｕが過剰に添加される場合には、表面品質が低下するため、Ｃｕ含量の上限は０．３％に限定することが好ましい。
Ｃｕ：０．００５〜０．３重量％
Ｃｕは、強度を向上させる役割をする成分であって、その含量が０．００５％未満である場合には、かかる効果を十分に達成することができない。したがって、Ｃｕ含量の下限は０．００５％に限定することが好ましい。一方、Ｃｕが過剰に添加される場合には、表面品質が低下するため、Ｃｕ含量の上限は０．３％に限定することが好ましい。
Ｎｉ：０．００５〜０．５重量％
Ｎｉは強度を向上させるが、靭性は低下させない要素である。Ｎｉは、Ｃｕが添加される場合に表面特性のために添加される。その含量が０．００５％未満である場合には、かかる効果を十分に達成することができない。したがって、Ｎｉの含量の下限は０．００５％に限定することが好ましい。一方、Ｎｉが過剰に添加される場合には、高価であるためコストの上昇をもたらす。したがって、Ｎｉ含量の上限は０．５％に限定することが好ましい。
Ｎｉは強度を向上させるが、靭性は低下させない要素である。Ｎｉは、Ｃｕが添加される場合に表面特性のために添加される。その含量が０．００５％未満である場合には、かかる効果を十分に達成することができない。したがって、Ｎｉの含量の下限は０．００５％に限定することが好ましい。一方、Ｎｉが過剰に添加される場合には、高価であるためコストの上昇をもたらす。したがって、Ｎｉ含量の上限は０．５％に限定することが好ましい。
Ｃｒ：０．０５〜０．５重量％
Ｃｒは、スラブ再加熱時にオーステナイトに固溶されて鋼材の焼入れ性を高める役割をする。しかし、０．５重量％を超えて添加されると、溶接性が低下するという問題があるため、その含量は０．０５〜０．５重量％に制限することが好ましい。
Ｃｒは、スラブ再加熱時にオーステナイトに固溶されて鋼材の焼入れ性を高める役割をする。しかし、０．５重量％を超えて添加されると、溶接性が低下するという問題があるため、その含量は０．０５〜０．５重量％に制限することが好ましい。
Ｍｏ：０．０２〜０．４重量％
ＭｏはＣｒと類似の効果またはより積極的な効果を有する元素であって、鋼材の焼入れ性を高め、且つ熱処理材の強度低下を防止する役割をする。しかし、Ｍｏが０．０２重量％未満で添加される場合には、鋼の焼入れ性を確保し難いだけではなく、熱処理後の強度低下が著しい。一方、Ｍｏが０．４重量％を超えて添加されると、低温靭性の弱い組織を形成し、溶接性を低下させ、且つ焼戻し脆性を起こすため、Ｍｏの含量は０．０２〜０．４重量％に制限することが好ましい。
ＭｏはＣｒと類似の効果またはより積極的な効果を有する元素であって、鋼材の焼入れ性を高め、且つ熱処理材の強度低下を防止する役割をする。しかし、Ｍｏが０．０２重量％未満で添加される場合には、鋼の焼入れ性を確保し難いだけではなく、熱処理後の強度低下が著しい。一方、Ｍｏが０．４重量％を超えて添加されると、低温靭性の弱い組織を形成し、溶接性を低下させ、且つ焼戻し脆性を起こすため、Ｍｏの含量は０．０２〜０．４重量％に制限することが好ましい。
Ｖ：０．００５〜０．１重量％
Ｖは、鋼材の焼入れ性を高め、且つ熱処理材の再加熱時に析出して強度低下を防止する主要な元素である。しかし、Ｖは０．００５重量％未満で添加される場合には、熱処理材の強度低下を防止する効果がなく、０．１重量％を超えて添加されると、鋼の焼入れ性向上により低温相が形成されて低温靭性と耐水素誘起割れ性を低下させるため、Ｖの含量は０．００５〜０．１重量％に制限することが好ましい。低温靭性の観点から、０．０５重量％以下がより好ましい。
Ｖは、鋼材の焼入れ性を高め、且つ熱処理材の再加熱時に析出して強度低下を防止する主要な元素である。しかし、Ｖは０．００５重量％未満で添加される場合には、熱処理材の強度低下を防止する効果がなく、０．１重量％を超えて添加されると、鋼の焼入れ性向上により低温相が形成されて低温靭性と耐水素誘起割れ性を低下させるため、Ｖの含量は０．００５〜０．１重量％に制限することが好ましい。低温靭性の観点から、０．０５重量％以下がより好ましい。
炭素当量（Ｃｅｑ）：０．４５以下
下記関係式（１）で定義される炭素当量（Ｃｅｑ）は０．４５以下に限定することが好ましい。
［関係式１］
炭素当量（Ｃｅｑ）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５
（ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ及びＮｉは、各元素の含量を重量％で示す）
炭素当量（Ｃｅｑ）が０．４５を超える場合には、溶接性が低下し、且つ合金原価が上昇する。一方、合金原価の上昇なしに炭素当量が０．４５を超える場合には、炭素含量が増加して鋼の低温ＤＷＴＴ特性及び耐水素誘起割れ性を低下させるだけでなく、焼戻し熱処理後の強度低下が増加するため、炭素当量の上限は０．４５に制限することが好ましい。より好ましい炭素当量（Ｃｅｑ）は０．３７〜０．４５であり、そうする場合、５００ＭＰａ級の強度を容易に確保することができる。
下記関係式（１）で定義される炭素当量（Ｃｅｑ）は０．４５以下に限定することが好ましい。
［関係式１］
炭素当量（Ｃｅｑ）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５
（ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ及びＮｉは、各元素の含量を重量％で示す）
炭素当量（Ｃｅｑ）が０．４５を超える場合には、溶接性が低下し、且つ合金原価が上昇する。一方、合金原価の上昇なしに炭素当量が０．４５を超える場合には、炭素含量が増加して鋼の低温ＤＷＴＴ特性及び耐水素誘起割れ性を低下させるだけでなく、焼戻し熱処理後の強度低下が増加するため、炭素当量の上限は０．４５に制限することが好ましい。より好ましい炭素当量（Ｃｅｑ）は０．３７〜０．４５であり、そうする場合、５００ＭＰａ級の強度を容易に確保することができる。
Ｃａ／Ｓの重量比：０．５〜５．０
Ｃａ／Ｓの重量比は、ＭｎＳの中心偏析及び粗大介在物の形成を代表する指数であって、重量比が０．５未満である場合には、ＭｎＳが鋼板の厚さ中心部に形成されて耐水素誘起割れ性を低下させる。一方、重量比が５．０を超える場合には、Ｃａ系粗大介在物が形成されて耐水素誘起割れ性を低下させるため、Ｃａ／Ｓの重量比は０．５〜５．０に制限することが好ましい。
Ｃａ／Ｓの重量比は、ＭｎＳの中心偏析及び粗大介在物の形成を代表する指数であって、重量比が０．５未満である場合には、ＭｎＳが鋼板の厚さ中心部に形成されて耐水素誘起割れ性を低下させる。一方、重量比が５．０を超える場合には、Ｃａ系粗大介在物が形成されて耐水素誘起割れ性を低下させるため、Ｃａ／Ｓの重量比は０．５〜５．０に制限することが好ましい。
基地組織：焼戻しベイナイト［焼戻しアシキュラーフェライト（Ａｃｉｃｕｌａｒ Ｆｅｒｒｉｔｅ）を含む］または焼戻しマルテンサイト
低炭素ベイナイトをアシキュラーフェライトで表現するか、またはベイナイトとアシキュラーフェライトとを混用する場合があり、本発明では、かかるアシキュラーフェライトも含む。
本発明の低温ＤＷＴＴ特性と耐水素誘起割れ性に優れた厚板鋼材は、厚さが８０ｍｍ以下の厚肉であるにも関わらず、引張強度が５００Ｍｐａ級以上の高強度を維持するとともに、低温ＤＷＴＴ特性及び耐水素誘起割れ性に優れた鋼であって、基地組織として焼戻しベイナイト（Ａｃｉｃｕｌａｒ Ｆｅｒｒｉｔｅを含む）または焼戻しマルテンサイト相を有する。
基地組織がフェライトとパーライトで構成されると、強度が低いだけではなく、耐水素誘起割れ性及び低温靭性が劣化するため、本発明において基地組織は、焼戻しベイナイト（Ａｃｉｃｕｌａｒ Ｆｅｒｒｉｔｅを含む）または焼戻しマルテンサイトに制限すること好ましい。
低炭素ベイナイトをアシキュラーフェライトで表現するか、またはベイナイトとアシキュラーフェライトとを混用する場合があり、本発明では、かかるアシキュラーフェライトも含む。
本発明の低温ＤＷＴＴ特性と耐水素誘起割れ性に優れた厚板鋼材は、厚さが８０ｍｍ以下の厚肉であるにも関わらず、引張強度が５００Ｍｐａ級以上の高強度を維持するとともに、低温ＤＷＴＴ特性及び耐水素誘起割れ性に優れた鋼であって、基地組織として焼戻しベイナイト（Ａｃｉｃｕｌａｒ Ｆｅｒｒｉｔｅを含む）または焼戻しマルテンサイト相を有する。
基地組織がフェライトとパーライトで構成されると、強度が低いだけではなく、耐水素誘起割れ性及び低温靭性が劣化するため、本発明において基地組織は、焼戻しベイナイト（Ａｃｉｃｕｌａｒ Ｆｅｒｒｉｔｅを含む）または焼戻しマルテンサイトに制限すること好ましい。
厚さ中心部を基準に上下部５ｍｍ以内のＴｉ系、Ｎｂ系またはＴｉ−Ｎｂ複合系炭窒化物の最長辺の長さ：１０μｍ以下
Ｔｉ系、Ｎｂ系またはＴｉ−Ｎｂ複合系炭窒化物は、結晶粒微細化と溶接性の向上をもたらすものであって、ＴｉＮ析出物は、鋼の再加熱工程中にオーステナイト結晶粒の成長を抑制し、Ｎｂ析出物は、再加熱工程中に再固溶されて圧延工程中にオーステナイト結晶粒の成長を抑制する。しかし、Ｔｉ系、Ｎｂ系またはＴｉ−Ｎｂ複合系炭窒化物などが圧延工程または熱処理工程中に中心部に粗大に析出する場合、低温ＤＷＴＴ特性及び耐水素誘起割れ性を低下させる。したがって、本発明では、厚さ中心部を基準に上下５ｍｍ以内の析出物の最長辺の長さを１０μｍ以下に制限する。
Ｔｉ系、Ｎｂ系またはＴｉ−Ｎｂ複合系炭窒化物は、結晶粒微細化と溶接性の向上をもたらすものであって、ＴｉＮ析出物は、鋼の再加熱工程中にオーステナイト結晶粒の成長を抑制し、Ｎｂ析出物は、再加熱工程中に再固溶されて圧延工程中にオーステナイト結晶粒の成長を抑制する。しかし、Ｔｉ系、Ｎｂ系またはＴｉ−Ｎｂ複合系炭窒化物などが圧延工程または熱処理工程中に中心部に粗大に析出する場合、低温ＤＷＴＴ特性及び耐水素誘起割れ性を低下させる。したがって、本発明では、厚さ中心部を基準に上下５ｍｍ以内の析出物の最長辺の長さを１０μｍ以下に制限する。
本発明の厚板鋼材は、焼戻し前の引張強度に対する焼戻し後の引張強度の低下が３０ＭＰａ以下であり、焼戻し後にも引張強度が５００ＭＰａ級以上であり、優れた低温ＤＷＴＴ特性と優れた耐水素誘起割れ性を有することができる。
本発明の厚板鋼材の厚さは、好ましくは８０ｍｍ以下、より好ましくは４０〜８０ｍｍであることができる。
本発明の厚板鋼材の厚さは、好ましくは８０ｍｍ以下、より好ましくは４０〜８０ｍｍであることができる。
以下、本発明の好ましい他の一側面である低温靭性と耐水素誘起割れ性に優れた厚板鋼材の製造方法について説明する。
本発明の好ましい他の一側面である低温靭性と耐水素誘起割れ性に優れた厚板鋼材の製造方法は、鋼組成を有する鋼スラブを１１００〜１３００℃に再加熱した後、Ａｒ３＋１００℃〜Ａｒ３＋３０℃の温度で累積圧下率４０％以上の仕上げ圧延を行い、Ａｒ３＋８０℃〜Ａｒ３で下記関係式２の冷却速度で直接焼入れを開始し、５００℃以下で冷却を終了した後、５８０〜７００℃の温度に再加熱して空冷することを含む。
［関係式２］
２０，０００／厚さ２（ｍｍ２）≦冷却速度（℃／ｓｅｃ）≦６０，０００／厚さ２（ｍｍ２）
Ａｒ３は、下記関係式（３）により求められることができる。
［関係式３］
Ａｒ３＝９１０−３１０×Ｃ−８０×Ｍｎ−２０×Ｃｕ−１５×Ｃｒ−５５×Ｎ−８０×Ｍｏ＋０．３５×［厚さ（ｍｍ）−８］
本発明の好ましい他の一側面である低温靭性と耐水素誘起割れ性に優れた厚板鋼材の製造方法は、鋼組成を有する鋼スラブを１１００〜１３００℃に再加熱した後、Ａｒ３＋１００℃〜Ａｒ３＋３０℃の温度で累積圧下率４０％以上の仕上げ圧延を行い、Ａｒ３＋８０℃〜Ａｒ３で下記関係式２の冷却速度で直接焼入れを開始し、５００℃以下で冷却を終了した後、５８０〜７００℃の温度に再加熱して空冷することを含む。
［関係式２］
２０，０００／厚さ２（ｍｍ２）≦冷却速度（℃／ｓｅｃ）≦６０，０００／厚さ２（ｍｍ２）
Ａｒ３は、下記関係式（３）により求められることができる。
［関係式３］
Ａｒ３＝９１０−３１０×Ｃ−８０×Ｍｎ−２０×Ｃｕ−１５×Ｃｒ−５５×Ｎ−８０×Ｍｏ＋０．３５×［厚さ（ｍｍ）−８］
加熱温度：１１００〜１３００℃
鋼スラブを熱間圧延するために高温に加熱する工程において、加熱温度が１３００℃を超える場合、オーステナイト結晶粒が粗大化して鋼の低温ＤＷＴＴ特性が低下し、加熱温度が１１００℃未満である場合には、合金元素の再固溶率が低下するため、再加熱温度は１１００〜１３００℃に制限することが好ましく、低温靭性の観点から、１１００〜１２００℃に制限することがより好ましい。
鋼スラブを熱間圧延するために高温に加熱する工程において、加熱温度が１３００℃を超える場合、オーステナイト結晶粒が粗大化して鋼の低温ＤＷＴＴ特性が低下し、加熱温度が１１００℃未満である場合には、合金元素の再固溶率が低下するため、再加熱温度は１１００〜１３００℃に制限することが好ましく、低温靭性の観点から、１１００〜１２００℃に制限することがより好ましい。
仕上げ圧延温度：Ａｒ３＋１００℃〜Ａｒ３＋３０℃
仕上げ圧延温度がＡｒ３＋１００℃より高い場合、結晶粒とＮｂ析出物が成長して低温ＤＷＴＴ特性を低下させ、Ａｒ３＋３０℃より低い場合には、直接焼入れ時の冷却開始温度がＡｒ３以下に低下して二相域で冷却を開始し、これによる初析フェライトが冷却開始前に形成されるため、鋼の強度を低下させる可能性がある。したがって、仕上げ圧延温度はＡｒ３＋１００℃〜Ａｒ３＋３０℃に制限することが好ましい。
仕上げ圧延温度がＡｒ３＋１００℃より高い場合、結晶粒とＮｂ析出物が成長して低温ＤＷＴＴ特性を低下させ、Ａｒ３＋３０℃より低い場合には、直接焼入れ時の冷却開始温度がＡｒ３以下に低下して二相域で冷却を開始し、これによる初析フェライトが冷却開始前に形成されるため、鋼の強度を低下させる可能性がある。したがって、仕上げ圧延温度はＡｒ３＋１００℃〜Ａｒ３＋３０℃に制限することが好ましい。
仕上げ圧延の累積圧下率：４０％以上
仕上げ圧延時の累積圧下率が４０％未満である場合には、中心部まで圧延による再結晶が発生しないため、中心部の結晶粒が粗大化し、且つ低温ＤＷＴＴ特性を劣化させる。したがって、仕上げ圧延時の累積圧下率は４０％以上に制限することが好ましい。
仕上げ圧延時の累積圧下率が４０％未満である場合には、中心部まで圧延による再結晶が発生しないため、中心部の結晶粒が粗大化し、且つ低温ＤＷＴＴ特性を劣化させる。したがって、仕上げ圧延時の累積圧下率は４０％以上に制限することが好ましい。
冷却方法：Ａｒ３＋８０℃〜Ａｒ３直接焼入れ開始後５００℃以下で冷却終了
本発明の冷却方法は、仕上げ圧延終了後にオーステナイト単相域で冷却を開始して直接焼入れを行う方法であって、通常の焼入れ熱処理とは異なり、再加熱を行わずに圧延終了直後に冷却を行う方法である。
通常の焼入れ熱処理は、圧延後に空冷した材料を再加熱して急冷させるが、本発明で提案する成分系の鋼に対して通常の焼入れ熱処理を適用する場合、圧延組織が消失して５００ＭＰａ級の引張強度を確保することができない。
本発明において直接焼入れ開始温度がＡｒ３＋８０℃を超える場合には、仕上げ圧延温度がＡｒ３＋１００℃を超え、Ａｒ３未満である場合には、直接焼入れ前に初晶フェライトが形成されて鋼の強度を確保できないため、直接焼入れ開始温度はＡｒ３＋８０℃〜Ａｒ３に制限することが好ましい。
本発明において冷却終了温度は５００℃以下に制限することが好ましく、冷却終了温度が５００℃を超える場合、冷却が不十分であり、本発明で得ようとする微細組織を実現できないだけでなく、鋼板の引張強度も確保することができない。
本発明の冷却方法は、仕上げ圧延終了後にオーステナイト単相域で冷却を開始して直接焼入れを行う方法であって、通常の焼入れ熱処理とは異なり、再加熱を行わずに圧延終了直後に冷却を行う方法である。
通常の焼入れ熱処理は、圧延後に空冷した材料を再加熱して急冷させるが、本発明で提案する成分系の鋼に対して通常の焼入れ熱処理を適用する場合、圧延組織が消失して５００ＭＰａ級の引張強度を確保することができない。
本発明において直接焼入れ開始温度がＡｒ３＋８０℃を超える場合には、仕上げ圧延温度がＡｒ３＋１００℃を超え、Ａｒ３未満である場合には、直接焼入れ前に初晶フェライトが形成されて鋼の強度を確保できないため、直接焼入れ開始温度はＡｒ３＋８０℃〜Ａｒ３に制限することが好ましい。
本発明において冷却終了温度は５００℃以下に制限することが好ましく、冷却終了温度が５００℃を超える場合、冷却が不十分であり、本発明で得ようとする微細組織を実現できないだけでなく、鋼板の引張強度も確保することができない。
直接焼入れ冷却速度：下記［関係式２］を満足
圧延後の直接焼入れ冷却速度は、下記関係式２を満たす範囲に制限することが好ましい。
［関係式２］
２０，０００／厚さ２（ｍｍ２）≦冷却速度（℃／ｓｅｃ）≦６０，０００／厚さ２（ｍｍ２）
焼入冷却速度が２０，０００／厚さ２（ｍｍ２）未満である場合には、強度の確保が不可能であり、６０，０００／厚さ２（ｍｍ２）を超える場合には、鋼板の形状変形及び生産性低下の原因となるため、直接焼入れのための冷却速度の範囲は、関係式２を満たすように制限することが好ましい。
圧延後の直接焼入れ冷却速度は、下記関係式２を満たす範囲に制限することが好ましい。
［関係式２］
２０，０００／厚さ２（ｍｍ２）≦冷却速度（℃／ｓｅｃ）≦６０，０００／厚さ２（ｍｍ２）
焼入冷却速度が２０，０００／厚さ２（ｍｍ２）未満である場合には、強度の確保が不可能であり、６０，０００／厚さ２（ｍｍ２）を超える場合には、鋼板の形状変形及び生産性低下の原因となるため、直接焼入れのための冷却速度の範囲は、関係式２を満たすように制限することが好ましい。
焼戻し温度：５８０〜７００℃
焼戻しは、直接焼入れにより硬化した鋼板を一定温度の範囲に再加熱して空冷することにより、鋼板の使用温度における更なる強度低下を防止することを目的として行われる。
本発明の成分系の場合、焼戻し時にＮｂ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ系の析出物が析出し、焼戻し後にも引張強度の低下が３０ＭＰａ以下と、焼戻しによる強度低下が著しくない。
しかし、焼戻し温度が７００℃を超える場合には、析出物が粗大となり、強度低下の原因となる。一方、焼戻し温度が５８０℃未満である場合には、強度は増加するが、鋼材の通常の使用温度において強度低下が発生するため、好ましくない。したがって、焼戻し温度は５８０〜７００℃に制限することが好ましい。
低温靭性及び強度の最適な組み合わせを確保するためには、焼戻し温度を６００〜６８０℃に制限することがより好ましい。
焼戻しは、直接焼入れにより硬化した鋼板を一定温度の範囲に再加熱して空冷することにより、鋼板の使用温度における更なる強度低下を防止することを目的として行われる。
本発明の成分系の場合、焼戻し時にＮｂ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ系の析出物が析出し、焼戻し後にも引張強度の低下が３０ＭＰａ以下と、焼戻しによる強度低下が著しくない。
しかし、焼戻し温度が７００℃を超える場合には、析出物が粗大となり、強度低下の原因となる。一方、焼戻し温度が５８０℃未満である場合には、強度は増加するが、鋼材の通常の使用温度において強度低下が発生するため、好ましくない。したがって、焼戻し温度は５８０〜７００℃に制限することが好ましい。
低温靭性及び強度の最適な組み合わせを確保するためには、焼戻し温度を６００〜６８０℃に制限することがより好ましい。
本発明によると、焼戻し前の引張強度に対する焼戻し後の引張強度の低下が３０ＭＰａ以下であり、焼戻し後にも引張強度が５００ＭＰａ級以上である、低温ＤＷＴＴ特性に優れ、且つ耐水素誘起割れ性に優れた鋼板を提供することができる。
以下、実施例を介して本発明をより具体的に説明する。ただし、下記実施例は、本発明を例示して具体化するためのものに過ぎず、本発明の権利範囲を制限するためのものでないという点に留意する必要がある。本発明の権利範囲は、特許請求の範囲に記載された事項とそこから合理的に類推される事項によって決定される。
以下、実施例を介して本発明をより具体的に説明する。ただし、下記実施例は、本発明を例示して具体化するためのものに過ぎず、本発明の権利範囲を制限するためのものでないという点に留意する必要がある。本発明の権利範囲は、特許請求の範囲に記載された事項とそこから合理的に類推される事項によって決定される。
（実施例）
下記表１のような組成を有する溶鋼を用意した後、連続鋳造を用いて鋼スラブを製造した。鋼スラブを下記表２の条件で熱間圧延、直接焼入れ及び焼戻し熱処理を行い、鋼板を製造した。
下記表１に記載された成分の値は、重量％を意味する。
比較鋼１〜１３は、成分及び炭素当量、Ｃａ／Ｓ比が本発明で制限する範囲を外れた場合であり、比較鋼１４〜２２は、下記表２のように本発明で制限する製造条件の範囲を外れた場合である。
上記のように製造された鋼板に対して、微細組織、厚さ中心部におけるＴｉ、Ｎｂ系炭窒化物の最長辺の長さ（ミクロン）、焼戻し前の引張強度（Ｍｐａ）、焼戻し後の引張強度（Ｍｐａ）、焼戻し前後の引張強度の変化量（Ｍｐａ）、ＤＷＴＴ延性破面率（−２０℃）及び耐水素誘起割れ性を調査し、その結果を下記表３に示した。
下記表１のような組成を有する溶鋼を用意した後、連続鋳造を用いて鋼スラブを製造した。鋼スラブを下記表２の条件で熱間圧延、直接焼入れ及び焼戻し熱処理を行い、鋼板を製造した。
下記表１に記載された成分の値は、重量％を意味する。
比較鋼１〜１３は、成分及び炭素当量、Ｃａ／Ｓ比が本発明で制限する範囲を外れた場合であり、比較鋼１４〜２２は、下記表２のように本発明で制限する製造条件の範囲を外れた場合である。
上記のように製造された鋼板に対して、微細組織、厚さ中心部におけるＴｉ、Ｎｂ系炭窒化物の最長辺の長さ（ミクロン）、焼戻し前の引張強度（Ｍｐａ）、焼戻し後の引張強度（Ｍｐａ）、焼戻し前後の引張強度の変化量（Ｍｐａ）、ＤＷＴＴ延性破面率（−２０℃）及び耐水素誘起割れ性を調査し、その結果を下記表３に示した。
表１〜表３に示したとおり、発明鋼１〜３は、本発明の鋼成分、製造条件及び微細組織を満たすものであって、炭素当量を０．４５以下に維持しながらも引張強度が５００ＭＰａ以上であり、焼戻し熱処理後の引張強度が５００ＭＰａ以上、ＤＷＴＴ延性破面率（−２０℃）が８０％以上、水素誘起割れ感受性（ＣＬＲ）が０％（水素誘起割れ未発生）であって、低温ＤＷＴＴ特性及び耐水素誘起割れ性に優れることが分かる。
一方、本発明の成分範囲及び製造条件のいずれか一つ以上を外れる比較鋼１〜２２は、引張強度が５００ＭＰａ以下であるか、水素誘起割れ感受性（ＣＬＲ）が不良であるか、ＤＷＴＴ延性破面率（−２０℃）が８０％未満である。
一方、本発明の成分範囲及び製造条件のいずれか一つ以上を外れる比較鋼１〜２２は、引張強度が５００ＭＰａ以下であるか、水素誘起割れ感受性（ＣＬＲ）が不良であるか、ＤＷＴＴ延性破面率（−２０℃）が８０％未満である。
一方、図１〜２は発明鋼（１〜３）と比較鋼（１〜１３）に対して、Ｃ及びＮｂの含量に応じた焼戻し熱処理後の引張強度の変化量を示したものであって、図１に示したとおりＣの含量が０．０８重量％を超える場合には、焼戻し熱処理後の引張強度が急激に低下し、Ｃ含量が０．０８重量％以下で添加されても、図２に示したとおりＮｂが添加されていない鋼の場合には、強度が低下することが分かる。
表１〜表３及び図１〜２を介して、本発明の実施例により鋼板を製造することにより、炭素当量０．４５以下、厚さ８０ｍｍ以下、引張強度５００ＭＰａ級以上の低温ＤＷＴＴ特性及び耐水素誘起割れ性に優れた厚板鋼材を得ることができることが分かる。
表１〜表３及び図１〜２を介して、本発明の実施例により鋼板を製造することにより、炭素当量０．４５以下、厚さ８０ｍｍ以下、引張強度５００ＭＰａ級以上の低温ＤＷＴＴ特性及び耐水素誘起割れ性に優れた厚板鋼材を得ることができることが分かる。
Claims (10)
- Ｃ：０．０２〜０．０８重量％、Ｓｉ：０．１〜０．５重量％、Ｍｎ：０．８〜２．０重量％、Ｐ：０．０３重量％以下、Ｓ：０．００３重量％以下、Ａｌ：０．０６重量％以下、Ｎ：０．０１重量％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．１重量％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５重量％及びＣａ：０．０００５〜０．００５重量％に、Ｃｕ：０．００５〜０．３％及びＮｉ：０．００５〜０．５％のうち１種または２種と、Ｃｒ：０．０５〜０．５重量％、Ｍｏ：０．０２〜０．４重量％及びＶ：０．００５〜０．１重量％のうち１種以上と、を含み、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、下記関係式１で定義される炭素当量（Ｃｅｑ）が０．４５以下であり、
Ｃａ／Ｓの重量比が０．５〜５．０の範囲を満たし、基地組織として焼戻しベイナイト［焼戻しアシキュラーフェライト（Ａｃｉｃｕｌａｒ Ｆｅｒｒｉｔｅ）を含む］または焼戻しマルテンサイトを有し、厚さ中心部を基準に上下部５ｍｍ以内のＴｉ系、Ｎｂ系またはＴｉ−Ｎｂ複合系炭窒化物の最長辺の長さが１０μｍ以下であることを特徴とする低温靭性と耐水素誘起割れ性に優れた厚板鋼材。
［関係式１］
炭素当量（Ｃｅｑ）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５
（ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ及びＮｉは、各元素の含量を重量％で示す） - 前記炭素当量（Ｃｅｑ）が０．３７〜０．４５であることを特徴とする請求項１に記載の低温靭性と耐水素誘起割れ性に優れた厚板鋼材。
- 前記Ｐの含量が０．０１重量％以下であり、前記Ｓの含量が０．００２重量％以下であることを特徴とする請求項１に記載の低温靭性と耐水素誘起割れ性に優れた厚板鋼材。
- 前記鋼材の引張強度が５００ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１に記載の低温靭性と耐水素誘起割れ性に優れた厚板鋼材。
- 前記鋼材は、焼戻し後の引張強度の低下が３０ＭＰａ以下であることを特徴とする請求項１に記載の低温靭性と耐水素誘起割れ性に優れた厚板鋼材。
- 前記鋼材の厚さは４０〜８０ｍｍであることを特徴とする請求項１に記載の低温靭性と耐水素誘起割れ性に優れた厚板鋼材。
- Ｃ：０．０２〜０．０８重量％、Ｓｉ：０．１〜０．５重量％、Ｍｎ：０．８〜２．０重量％、Ｐ：０．０３重量％以下、Ｓ：０．００３重量％以下、Ａｌ：０．０６重量％以下、Ｎ：０．０１重量％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．１重量％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５重量及びＣａ：０．０００５〜０．００５重量％に、Ｃｕ：０．００５〜０．３％及びＮｉ：０．００５〜０．５％のうち１種または２種と、Ｃｒ：０．０５〜０．５重量％、Ｍｏ：０．０２〜０．４重量％、Ｖ：０．００５〜０．１重量％のうち１種以上と、を含み、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、下記関係式１で定義される炭素当量（Ｃｅｑ）が０．４５以下であり、
そして、Ｃａ／Ｓの重量比が０．５〜５．０の範囲を満たす鋼スラブを１１００〜１３００℃に再加熱した後、Ａｒ３＋１００℃〜Ａｒ３＋３０℃の温度で累積圧下率４０％以上の仕上げ圧延を行い、Ａｒ３＋８０℃〜Ａｒ３で下記関係式２の冷却速度で直接焼入れを開始し、５００℃以下で冷却を終了した後、５８０〜７００℃の温度に再加熱して空冷することを特徴とする低温靭性と耐水素誘起割れ性に優れた厚板鋼材の製造方法。
［関係式１］
炭素当量（Ｃｅｑ）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５
（ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ及びＮｉは、各元素の含量を重量％で示す）
［関係式２］
２０，０００／厚さ２（ｍｍ２）≦冷却速度（℃／ｓｅｃ）≦６０，０００／厚さ２（ｍｍ２） - 前記炭素当量（Ｃｅｑ）が０．３７〜０．４５であることを特徴とする、請求項７に記載の低温靭性と耐水素誘起割れ性に優れた厚板鋼材の製造方法。
- 前記Ｐの含量が０．０１重量％以下であり、前記Ｓの含量が０．００２重量％以下であることを特徴とする請求項７に記載の低温靭性と耐水素誘起割れ性に優れた厚板鋼材の製造方法。
- 前記鋼材の厚さは４０〜８０ｍｍであることを特徴とする請求項７に記載の低温靭性と耐水素誘起割れ性に優れた厚板鋼材の製造方法。
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