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JP6883107B2 - 低温での破壊開始及び伝播抵抗性に優れた高強度鋼材及びその製造方法 - Google Patents

低温での破壊開始及び伝播抵抗性に優れた高強度鋼材及びその製造方法 Download PDF

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Description

本発明は、低温での破壊開始及び伝播抵抗性に優れた高強度鋼材及びその製造方法に係り、より詳しくは、造船海洋構造用鋼材に好ましく適用することができる低温での破壊開始及び伝播抵抗性に優れた高強度鋼材及びその製造方法に関する。
エネルギー資源の枯渇によって、資源の採掘は徐々に深海地域や極寒地域に移動しており、これによって採掘及び保存設備が大型化、複雑化している。したがって、用いられる鋼材はさらに厚くなっており、構造物の重量を減らすために高強度化が進む傾向にある。
鋼材が厚くなり、高強度化が進むにつれて、合金成分の添加量は増加しており、多量の合金成分の添加は、溶接製作過程で靭性を低下させる問題を発生させる。
溶接熱影響部の靭性が劣化する理由は、次の通りである。
溶接時に１２００℃以上の高温に露出する熱影響部は、高温によって微細組織が粗大化するだけでなく、以後の急速な冷却速度によって硬質の低温組織が増加して低温での靭性が劣化する。また、様々なパスの溶接によって、熱影響部は様々な温度変化の履歴を経るようになるが、特に、最終パスがオーステナイト−フェライトの二相域温度区間を通る部位では、昇温時にオーステナイトが逆変態して生成され、周囲のＣが集積して濃化する現象が現れる。以後の冷却では、高くなった硬化能のため、一部は高硬度のマルテンサイトに変態するか、またはオーステナイトとして残る。これをＭＡ相（マルテンサイト−オーステナイト複合相）または島状マルテンサイトと呼ぶ。高硬度を有するＭＡ相は、形状が鋭くて応力集中を大きくするだけでなく、高い硬度のために周辺の軟質のフェライト基地の変形を集中させて破壊の起点として作用する。したがって、低温での破壊開始及び伝播抵抗性を高めるためには、まず溶接熱影響部におけるＭＡ相の生成を最小限に抑えなければならない。さらに、使用環境温度が極地のように低くなるほど破壊開始及び伝播がより容易となるため、ＭＡ相をさらに抑制する必要がある。
上述の問題点を解決するために、(1)鋼材中に微細な介在物を生成させることで、溶接熱影響部が高温で粗大化した後の冷却過程で介在物による緻密な針状フェライトが形成されるようにすると同時に、ＭＡ相を抑制する方法（一般にはＯｘｉｄｅ ｍｅｔａｌｌｕｒｇｙと呼ばれる）、(2)二相域への加熱時に発生するオーステナイトの安定度を高めることで、ＭＡ相の発生を助長する元素であるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｓｏｌ．Ａｌ、Ｎｂなどの添加量を減少させる方法、(3)針状フェライトまたは各種ベイナイトにフェライト基地の低温靭性を向上させる元素であるＮｉ含量を大きく増加させる方法、(4)溶接熱影響部を溶接した後に２００〜６５０℃に再加熱し、生成されたＭＡ相を分解して硬度を下げる方法などが開発された。
しかし、構造物が徐々に大型化し、使用環境が極地環境に変化してきているため、単に上述の従来の方法を適用するだけでは、低温での破壊開始及び伝播抵抗性を十分に確保し難いという問題がある。
したがって、低温での破壊開始及び伝播抵抗性がさらに向上した高強度鋼材及びその製造方法に関する開発が求められているのが実情である。
韓国公開特許第２００２−００２８２０３号公報
本発明の目的とするところは、低温での破壊開始及び伝播抵抗性に優れた高強度鋼材及びその製造方法を提供することにある。
一方、本発明の課題は、上述の内容に限定しない。本発明の課題は、本明細書の内容全体から理解することができ、本発明が属する技術分野における通常の知識を有する者であれば、本発明の付加的な課題を理解するのに何ら困難がない。
本発明は、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．０７％、Ｓｉ：０．００２〜０．２％、Ｍｎ：１．７〜２．５％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜０．０３５％、Ｎｂ：０．０３％以下（０％は除く）、Ｖ：０．０１％以下（０％は除く）、Ｔｉ：０．００１〜０．０２％、Ｃｕ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．０１〜２．０％、Ｃｒ：０．０１〜０．５％、Ｍｏ：０．００１〜０．５％、Ｃａ：０．０００２〜０．００５％、Ｎ：０．００１〜０．００６％、Ｐ：０．０２％以下（０％は除く）、Ｓ：０．００３％以下（０％は除く）、Ｏ：０．００２５％以下（０％は除く）を含み、残りがＦｅ及び不可避不純物からなり、数１を満たし、
微細組織は、ポリゴナルフェライトと針状フェライトをその合計で３０面積％以上含み、ＭＡ相（マルテンサイト−オーステナイト複合相）を３．０面積％以下含む、ことを特徴とする。
数１：５＊Ｃ＋Ｓｉ＋１０＊ｓｏｌ．Ａｌ≦０．５
数１において各元素記号は、各元素の含量を質量％で表した値である。
また本発明は、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．０７％、Ｓｉ：０．００２〜０．２％、Ｍｎ：１．７〜２．５％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜０．０３５％、Ｎｂ：０．０３％以下（０％は除く）、Ｖ：０．０１％以下（０％は除く）、Ｔｉ：０．００１〜０．０２％、Ｃｕ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．０１〜２．０％、Ｃｒ：０．０１〜０．５％、Ｍｏ：０．００１〜０．５％、Ｃａ：０．０００２〜０．００５％、Ｎ：０．００１〜０．００６％、Ｐ：０．０２％以下（０％は除く）、Ｓ：０．００３％以下（０％は除く）、Ｏ：０．００２５％以下（０％は除く）を含み、残りがＦｅ及び不可避不純物からなり、数１を満たすスラブを準備する段階と、
前記スラブを１０００〜１２００℃に加熱する段階と、
前記加熱されたスラブを６５０℃以上で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、
前記熱延鋼板を冷却する段階と、を含むことを特徴とする。
数１：５＊Ｃ＋Ｓｉ＋１０＊ｓｏｌ．Ａｌ≦０．５
数１において各元素記号は、各元素の含量を質量％で表した値である。
なお、上述の課題の解決手段は、本発明の特徴をすべて列挙したものではない。本発明の様々な特徴とそれに伴う利点と効果は、以下の具体的な実施形態を参照して、より詳細に理解することができる。
本発明によると、低温での破壊開始及び伝播抵抗性が画期的に向上した鋼材及びその製造方法を提供することができる。
発明例１〜３、比較例１、２、７及び８に対する数１の値によるＭＡ相の分率（実線）及び延性−脆性遷移温度（点線）の変化を示すグラフである。 発明例１の微細組織を光学顕微鏡で撮影した写真である。 比較例２の微細組織を光学顕微鏡で撮影した写真である。
以下、本発明の好ましい実施形態を説明する。しかし、本発明の実施形態は、様々な他の形態に変形でき、本発明の範囲が以下に説明する実施形態に限定されるものではない。また、本発明の実施形態は、当該技術分野における平均的な知識を有する者に本発明をさらに完全に説明するために提供されるものである。
本発明者らは、低温での破壊開始及び伝播抵抗性をさらに向上させるために鋭意研究した。その結果、合金元素、特にＣ、Ｓｉ及びＳｏｌ．Ａｌの相関関係を精密に制御することにより、鋼材の微細組織がポリゴナルフェライトと針状フェライトをその合計で３０面積％以上含み、ＭＡ相（マルテンサイト−オーステナイト複合相）を３．０面積％以下含むことができ、これにより、低温での破壊開始及び伝播抵抗性を画期的に向上させることができることを見出し、本発明を完成するに至った。
低温での破壊開始及び伝播抵抗性に優れた高強度鋼材
以下、本発明の低温での破壊開始及び伝播抵抗性に優れた高強度鋼材について詳細に説明する。
本発明の低温での破壊開始及び伝播抵抗性に優れた高強度鋼は、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．０７％、Ｓｉ：０．００２〜０．２％、Ｍｎ：１．７〜２．５％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜０．０３５％、Ｎｂ：０．０３％以下（０％は除く）、Ｖ：０．０１％以下（０％は除く）、Ｔｉ：０．００１〜０．０２％、Ｃｕ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．０１〜２．０％、Ｃｒ：０．０１〜０．５％、Ｍｏ：０．００１〜０．５％、Ｃａ：０．０００２〜０．００５％、Ｎ：０．００１〜０．００６％、Ｐ：０．０２％以下（０％は除く）、Ｓ：０．００３％以下（０％は除く）、Ｏ：０．００２５％以下（０％は除く）を含み、残りがＦｅ及び不可避不純物からなり、数１を満たし、
微細組織は、ポリゴナルフェライトと針状フェライトをその合計で３０面積％以上含み、ＭＡ相（マルテンサイト−オーステナイト複合相）を３．０面積％以下含む。
数１：５＊Ｃ＋Ｓｉ＋１０＊ｓｏｌ．Ａｌ≦０．５
数１において各元素記号は、各元素の含量を質量％で表した値である。
まず、本発明による鋼材の合金組成について詳細に説明する。以下、各元素の含量の単位は質量％である。
Ｃ：０．０１〜０．０７％
Ｃは、針状フェライトまたはラス（ｌａｔｈ）ベイナイトを形成して強度と靭性を同時に確保するのに重要な役割を果たす元素である。
Ｃ含量が０．０１％未満であると、Ｃの拡散がほとんどないため、粗大なフェライト組織に変態して、鋼材の強度と靭性が低下するという問題がある。一方、Ｃ含量が０．０７％を超えると、ＭＡ相が過剰に生成されるだけでなく、粗大なＭＡ相が形成されて低温での破壊開始抵抗性を大きく劣化させるという問題がある。したがって、Ｃ含量は０．０１〜０．０７％であることが好ましい。
また、Ｃ含量のより好ましい下限は０．０１５％であり、さらに好ましい下限は０．０２％である。また、Ｃ含量のより好ましい上限は０．０６５％であり、さらに好ましい上限は０．０６％である。
Ｓｉ：０．００２〜０．２％
Ｓｉは、一般に脱酸、脱硫効果に加えて、固溶強化の目的で添加される元素である。しかし、降伏強度及び引張強度を上昇させる効果は微小である一方、溶接熱影響部におけるオーステナイトの安定性を大きく高めてＭＡ相の分率を増加させることにより、低温での破壊開始抵抗性を大きく劣化させるという問題がある。したがって、本発明では０．２％以下に制限することが好ましい。但し、Ｓｉ含量を０．００５％未満に制御するためには、製鋼工程における処理時間が大きく増加して生産コストが増加し、生産性が低下する問題があるため、Ｓｉ含量の下限は０．００２％であることが好ましい。
また、Ｓｉ含量のより好ましい下限は０．００５％であり、さらに好ましい下限は０．００６％である。また、Ｓｉ含量のより好ましい上限は０．１５％であり、さらに好ましい上限は０．１％である。
Ｍｎ：１．７〜２．５％
Ｍｎは、固溶強化による強度上昇の効果が大きく、低温での靭性低下が大きくないため、１．７％以上添加する。より好ましくは、強度を十分に確保するために、１．８％以上添加することができる。
しかし、Ｍｎを過剰に添加すると、鋼板の厚さ方向の中心部に偏析が著しくなると同時に、偏析したＳと共に非金属介在物であるＭｎＳの形成を助長する。中心部に生成されたＭｎＳ介在物は以後の圧延によって延伸し、結果的に低温での破壊開始及び伝播抵抗性を大きく低下させるため、Ｍｎ含量の上限は２．５％であることが好ましい。
したがって、Ｍｎ含量は１．７〜２．５％であることが好ましい。また、Ｍｎ含量のより好ましい下限は１．７５％であり、さらに好ましい下限は１．８％である。また、Ｍｎ含量のより好ましい上限は２．４％であり、さらに好ましい上限は２．２％である。
Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜０．０３５％
Ｓｏｌ．Ａｌは、Ｓｉ、Ｍｎと共に製鋼工程において強力な脱酸剤として用いられ、単独または複合脱酸時に少なくとも０．００１％以上添加しなければ、上述の効果を十分に得ることができない。
しかし、Ｓｏｌ．Ａｌ含量が０．０３５％を超えると、上述の効果が飽和し、脱酸の結果物として生成される酸化性介在物中のＡｌ２Ｏ３の分率が必要以上に増加して介在物の大きさは粗大となり、精錬中に除去され難いため、鋼材の低温靭性を大きく低下させる問題が発生する。また、Ｓｉと同様に、溶接熱影響部におけるＭＡ相の生成を促進して低温での破壊開始及び伝播抵抗性を大きく低下させる。
したがって、Ｓｏｌ．Ａｌ含量は０．００１〜０．０３５％であることが好ましい。
Ｎｂ：０．０３％以下（０％は除く）
Ｎｂは、スラブ再加熱時にオーステナイトに固溶してオーステナイトの硬化能を増大させ、熱間圧延時に微細な炭窒化物（Ｎｂ、Ｔｉ）（Ｃ、Ｎ）として析出して圧延や冷却中の再結晶を抑制し、最終微細組織を微細にする効果が非常に大きい元素である。しかし、Ｎｂを過剰に添加すると、溶接熱影響部におけるＭＡ相の生成を促進して低温での破壊開始及び伝播抵抗性を大きく低下させるため、本発明ではＮｂ含量を０．０３％以下（０％は除く）に制限する。
Ｖ：０．０１％以下（０％は除く）
Ｖは、ほとんどがスラブ再加熱時に再固溶して圧延後の冷却中にほとんど析出して強度を向上させるが、溶接熱影響部では、高温で溶解して硬化能を大きく高めてＭＡ相の生成を促進させる。したがって、本発明ではＶ含量を０．０１％以下（０％は除く）に制限する。
Ｔｉ：０．００１〜０．０２％
Ｔｉは、主に高温で微細なＴｉＮ形態の六角面体の析出物として存在するか、またはＮｂなどのように添加すると、（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）析出物を形成して母材と溶接熱影響部の結晶粒成長を抑制するという効果がある。
上述の効果を十分に確保するためには、Ｔｉを０．００１％以上添加することが好ましく、その効果を最大化するためには、添加されたＮの含量に合わせて増加させることが良い。一方、Ｔｉ含量が０．０２％を超えると、必要以上に粗大な炭窒化物が生成されて破壊亀裂の開始点として作用し、むしろ溶接熱影響部の衝撃特性を大きく低下させる。したがって、Ｔｉ含量は０．００１〜０．０２％であることが好ましい。
Ｃｕ：０．０１〜１．０％
Ｃｕは、破壊開始及び伝播抵抗性を大きく阻害することなく、固溶及び析出によって強度を大きく向上させることができる元素である。
Ｃｕ含量が０．０１％未満であると、上述の効果が不十分となる。一方、Ｃｕ含量が１．０％を超えると、鋼板の表面にクラックを引き起こす可能性があり、Ｃｕは高価な元素であるため、原価が上昇するという問題が発生する。
Ｎｉ：０．０１〜２．０％
Ｎｉは、強度上昇効果がほとんどないが、低温での破壊開始及び伝播抵抗性の向上に効果的であり、特にＣｕを添加する場合にスラブの再加熱時に発生する選択的酸化による表面クラックを抑制する効果を有する。
Ｎｉ含量が０．０１％未満であると、上述の効果が不十分となる。一方、Ｎｉは高価な元素であるため、含量が２．０％を超えると、原価が上昇するという問題がある。
Ｃｒ：０．０１〜０．５％
Ｃｒは、固溶による降伏強度及び引張強度の上昇効果は小さいが、高い硬化能によって遅い冷却速度でも厚物材に微細な組織を生成させて強度と靭性を向上させるという効果がある。
Ｃｒ含量が０．０１％未満であると、上述の効果が不十分となる。一方、Ｃｒ含量が０．５％を超えると、コストが増加するだけでなく、溶接熱影響部の低温靭性を劣化させる。
Ｍｏ：０．００１〜０．５％
Ｍｏは、加速冷却過程における相変態を遅延させることで結果的に強度を大きく上昇させる効果があり、Ｐなどの不純物の粒界偏析による靭性の低下を防止する効果を有する元素である。
Ｍｏ含量が０．００１％未満であると、上述の効果が不十分となる。一方、Ｍｏ含量が０．５％を超えると、高い硬化能によって溶接熱影響部におけるＭＡ相の生成を促進して低温での破壊開始及び伝播抵抗性を大きく低下させる。
Ｃａ：０．０００２〜０．００５％
ＣａをＡｌ脱酸した後、製鋼中の溶鋼に添加すると、主にＭｎＳとして存在するＳと結合してＭｎＳの生成を抑制すると同時に、球状のＣａＳを形成して鋼材中心部の亀裂及びクラックを抑制する効果を発揮する。したがって、本発明では、添加されたＳをＣａＳに十分に形成させるために、Ｃａを０．０００２％以上添加しなければならない。
しかし、Ｃａの添加量が多すぎると、余剰のＣａがＯと結合して粗大で硬質の酸化性介在物を形成し、以後の圧延で延伸、破折して低温での亀裂開始点として作用する。したがって、Ｃａ含量の上限は０．００５％であることが好ましい。
Ｎ：０．００１〜０．００６％
Ｎは、添加されたＮｂ、Ｔｉ及びＡｌと共に析出物を形成して鋼の結晶粒を微細化させて母材の強度と靭性を向上させる元素である。しかし、過剰に添加すると、余剰の原子状態で存在し、冷間変形後に時効現象を起こして低温靭性を低下させる最も代表的な元素として知られている。また、連続鋳造によるスラブ製造時に高温での脆化によって表面部クラックを助長することが知られている。
したがって、本発明では、Ｔｉの含量が０．００１〜０．０２％であることを考慮して、Ｎの添加量は０．００１〜０．００６％の範囲に限定する。
Ｐ：０．０２％以下（０％は除く）
Ｐは、強度を上昇させる役割を果たすが、低温靭性を劣化させる元素である。特に、熱処理鋼における粒界偏析によって低温靭性に大きく劣化させるという問題がある。したがって、Ｐをできるだけ低く制御することが好ましい。但し、製鋼工程においてＰを大幅に除去するためには相当な費用がかかるため、０．０２％以下に限定する。
Ｓ：０．００３％以下（０％は除く）
Ｓは、Ｍｎと結合して主に鋼板の厚さ方向の中心部にＭｎＳ介在物を生成させて低温靭性を劣化させる主な要因である。したがって、低温での変形時効衝撃特性を確保するためには、Ｓを製鋼工程でできるだけ除去しなければならない。特に、本発明のようにＭｎの添加量が１．７％以上と高い場合には、ＭｎＳ介在物の生成が容易であるため、Ｓの添加量を極めて低く維持することが好ましい。但し、相当なコストがかかるため、０．００３％以下の範囲に制限する。
Ｏ：０．００２５％以下（０％は除く）
製鋼過程においてＳｉ、Ｍｎ、Ａｌなどの脱酸剤を添加してＯを酸化性介在物として形成して除去する。脱酸剤の添加量及び介在物除去工程が不十分となると、溶鋼中に残留する酸化性介在物の量が多くなるとともに、介在物のサイズも大きく増加する。このように除去されない粗大な酸化性介在物は、以後の鋼材の製造工程における圧延工程中に破砕された形態、または球状の形態で内部に残存し、低温での破壊の開始点または亀裂の伝播経路として作用する。したがって、低温での衝撃特性及びＣＴＯＤ特性を確保するためには、粗大な酸化性介在物をできるだけ抑制しなければならず、そのためには、Ｏの含量を０．００２５％以下に限定する。
本発明の残りの成分は、鉄（Ｆｅ）である。但し、通常の製造過程では、原料または周囲の環境から意図しない不純物が不可避に混入することがあるため、これを排除することはできない。これら不純物は、通常の製造過程の技術者であれば、誰でも分かるものであるため、そのすべての内容を具体的に本明細書に記載しない。
このとき、本発明の合金組成は、上述の各元素の含量を満たすだけでなく、Ｃ、Ｓｉ、及びＳｏｌ．Ａｌが数１を満たさなければならない。
数１：５＊Ｃ＋Ｓｉ＋１０＊ｓｏｌ．Ａｌ≦０．５
数１において各元素記号は、各元素の含量を質量％で表した値である。
数１は、ＭＡ相の形成に及ぼす各元素の影響度を考慮して設計された式であり、図１から確認できるように、数１の値の増加によってＭＡ相の分率（点線）が増加して鋼材の低温衝撃特性である延性−脆性遷移温度（実線）が増加する。即ち、数１の値が増加するにつれて低温靭性が低下する傾向を示す。したがって、鋼材の低温衝撃特性及びＣＴＯＤ値を十分に確保するためには、数１の値を０．５以下に制御することが好ましい。
また、溶接部、特に低温ＣＴＯＤ値を保証するための最も重要な位置であるＳＣ−ＨＡＺ（Ｓｕｂ−Ｃｒｉｔｉｃａｌｌｙ ｒｅｈｅａｔｅｄ Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ）は、溶接時の温度が二相域温度以下であるため、母材の微細組織がほとんど維持される。但し、二相域温度であるため、ＭＡは母材よりも増加した微細組織を有する。したがって、数１の値を０．５以下に制御することにより、溶接部の低温衝撃特性及びＣＴＯＤ値も十分に確保することができる。
本発明による鋼材の微細組織は、ポリゴナルフェライトと針状フェライトをその合計で３０面積％以上含み、ＭＡ相（マルテンサイト−オーステナイト複合相）を３．０面積％以下含む。
針状フェライトは、微細な結晶粒サイズ効果によって強度を上昇させるだけでなく、低温で発生したクラックの伝播を妨げる最も重要且つ基本的な微細組織である。ポリゴナルフェライトは、針状フェライトに比べて粗大であるため、強度上昇に対する寄与は相対的に小さいが、低転位密度及び高傾角粒界を有するため、低温での伝播を抑制するのに大きく寄与する微細組織である。
ポリゴナルフェライトと針状フェライトの合計が３０面積％未満であると、低温での亀裂の開始と伝播を抑制し難く、高強度を確保し難いという問題がある。したがって、ポリゴナルフェライトと針状フェライトの合計が３０面積％以上であることが好ましく、より好ましくは４０面積％以上、さらに好ましくは５０面積％以上である。
ＭＡ相は、硬度が高いため、変形を収容しない。したがって、その周囲の軟質のフェライト基地の変形を集中させるだけでなく、その限界点以上では周辺のフェライト基地との界面が分離されるか、またはＭＡ相自体が破壊されて亀裂開始の開始点として作用し、鋼材の低温破壊特性を劣化させる最も重要な要因となる。したがって、ＭＡ相をできるだけ低く制御しなければならず、３．０面積％以下に制御することが好ましい。
このとき、前記ＭＡ相は、円相当直径で測定した平均サイズが２．５μｍ以下であることができる。ＭＡ相の平均サイズが２．５μｍを超えると、応力がさらに集中するため、ＭＡ相が破壊されやすくなり、亀裂開始の開始点として作用する。
このとき、ポリゴナルフェライトと針状フェライトは、熱間圧延によって加工硬化されないものである。即ち、熱間圧延後に生成されたものである。
熱間圧延温度が低いと、熱間圧延仕上げ前に粗大な初析フェライトが生成され、以後の圧延によって延伸して加工硬化が行われ、残ったオーステナイトは帯状に残存するとともに、ＭＡ硬化相の密度が高い組織に変態して鋼材の低温衝撃特性及びＣＴＯＤ値が低下し得る。
本発明による鋼材の微細組織は、上述のポリゴナルフェライト、針状フェライト、ＭＡ相の他にも、ベイニティックフェライト、セメンタイトなどを含む。
また、本発明の鋼材は介在物を含み、サイズが１０μｍ以上である介在物が１１個／ｃｍ２以下である。前記サイズは円相当直径で測定したサイズである。
サイズが１０μｍ以上である介在物が１１個／ｃｍ２を超えると、低温での亀裂開始点として作用するという問題点が発生する。このように粗大な介在物を制御するためには、２次精錬の最後段階でＣａまたはＣａ合金を投入した後、３分以上Ａｒガスでバブリング及び還流処理することが好ましい。
一方、本発明の鋼材は、降伏強度が４８０ＭＰａ以上であり、−４０℃での衝撃エネルギー値が２００Ｊ以上であり、−２０℃でのＣＴＯＤ値が０．２５ｍｍ以上である。また、本発明の鋼材は、引張強度が５６０ＭＰａ以上である。
また、本発明の鋼材は、ＤＢＴＴ（延性−脆性遷移温度）が−６０℃以下である。
低温での破壊開始及び伝播抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法
以下、本発明の低温での破壊開始及び伝播抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法について詳細に説明する。
本発明の低温での破壊開始及び伝播抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法は、上述の合金組成を満たすスラブを準備する段階と、前記スラブを１０００〜１２００℃に加熱する段階と、前記加熱されたスラブを６５０℃以上で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、前記熱延鋼板を冷却する段階と、を含む。
スラブ準備段階
上述の合金組成を満たすスラブを準備する。
このとき、スラブを準備する段階は、２次精錬の最後段階において溶鋼にＣａまたはＣａ合金を投入する段階と、前記ＣａまたはＣａ合金を投入した後に３分以上Ａｒガスでバブリング及び還流処理する段階と、を含む。これは粗大な介在物を制御するためである。
スラブ加熱段階
前記スラブを１０００〜１２００℃に加熱する。
スラブ加熱温度が１０００℃未満であると、連続鋳造中にスラブ内に生成された炭化物などの再固溶が困難となり、偏析した元素の均質化処理が不十分となる。したがって、添加されたＮｂの５０％以上が再固溶し得る温度である１０００℃以上に加熱することが好ましい。
一方、スラブ加熱温度が１２００℃を超えると、オーステナイト結晶粒サイズが非常に粗大に成長することがあり、以後の圧延によっても微細化が不十分となって鋼板の引張強度、低温靭性などの機械的物性が大きく低下する。
熱間圧延段階
前記加熱されたスラブを６５０℃以上で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を得る。
仕上げ熱間圧延温度が６５０℃未満であると、圧延途中にＭｎなどが偏析せず、焼入れ性の低い領域に初析フェライトが生成される。このようなフェライトの生成によって、固溶していたＣなどは残余オーステナイト領域に偏析して濃化する。結局、圧延後の冷却中にＣなどが濃化した領域は、上部ベイナイト、マルテンサイトまたはＭＡ相に変態し、フェライトと硬化組織で構成される強い層状構造が生成される。Ｃなどが濃化した層の硬化組織は、高い硬度を有するだけでなく、ＭＡ相の分率も大きく増加する。その結果、硬質組織の増加と層状構造への配列によって低温靭性が大きく低下するため、圧延終了温度は６５０℃以上に制限しなければならない。
冷却段階
前記熱延鋼板を冷却する。
このとき、熱延鋼板を２〜３０℃／ｓの冷却速度で２００〜５５０℃の冷却終了温度まで冷却することができる。
冷却速度が２℃／ｓ未満であると、冷却速度が遅すぎて粗大なフェライトとパーライト変態区間を避けることができず、強度と低温靭性に劣り、３０℃／ｓを超えると、粒状ベイナイトまたはマルテンサイトが形成されて強度は上昇するが、低温靭性に非常に劣る。
冷却終了温度が２００℃未満であると、マルテンサイトまたはＭＡ相が形成される可能性が高く、５５０℃を超えると、針状フェライトなどの微細な組織が生成され難く、粗大なパーライトが生成される可能性が高い。
一方、必要に応じて、前記冷却された熱延鋼板を４５０〜７００℃に加熱した後、（１．３＊ｔ＋１０）分から（１．３＊ｔ＋２００）分間維持した後に冷却する焼戻し段階をさらに含むことができる。前記ｔは、熱延鋼板の厚さをｍｍ単位で測定した値である。
これは、ＭＡが過剰に生成された場合にＭＡを分解し、高い転位密度を除去し、微量でも固溶したＮｂなどを炭窒化物として析出して降伏強度または低温靭性をより向上させるためである。
加熱温度が４５０℃未満であると、フェライト基地の軟化が不十分となり、Ｐ偏析などによる脆化現象が現れるため、靭性をむしろ劣化させる恐れがある。一方、加熱温度が７００℃を超えると、結晶粒の回復及び成長が急激に起こり、より高い温度となると、オーステナイトに一部逆変態して降伏強度はむしろ大きく低下し、低温靭性も悪くなる。
維持時間が（１．３＊ｔ＋１０）分未満であると、組織の均質化が十分に行われず、（１．３＊ｔ＋２００）分を超えると、生産性が低下するという問題がある。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。但し、下記の実施例は、本発明を例示してより詳細に説明するためのものであり、本発明の権利範囲を限定するためのものでは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、それから合理的に類推される事項によって決定されるものである。
実施例
表１に示した成分組成を有するスラブを、表２に記載された条件で加熱、熱間圧延及び冷却して鋼材を製造した。
前記製造された鋼材の微細組織を観察し、物性を測定して表３に記載した。
また、前記製造された鋼材を、表２に記載された溶接入熱量で溶接した後、溶接熱影響部（ＳＣＨＡＺ）の衝撃エネルギー値（−４０℃）及びＣＴＯＤ値（−２０℃）を測定して表３に記載した。鋼材の衝撃エネルギー値（−４０℃）及びＣＴＯＤ値（−２０℃）は、溶接熱影響部よりも高いため、鋼材については別途測定しなかった。
このとき、鋼材の微細組織は、製造された鋼材の断面を鏡面研磨した後、目的に応じて、ナイタル（Ｎｉｔａｌ）またはレペラ（ＬｅＰｅｒａ）でエッチングし、試験片の所定の面積を光学または走査電子顕微鏡で倍率１００〜５０００倍で画像を測定した後、測定された画像から、画像分析器（ｉｍａｇｅ ａｎａｌｙｚｅｒ）を用いてそれぞれの相の分率を測定した。統計的に有意な値を得るために、同一の試験片に対して、位置を変更して繰り返して測定し、その平均値を求めた。
また、微細な酸化性介在物は、走査電子顕微鏡を用いてスキャンして１０μｍ以上である介在物の個数を測定し、表３の介在物（個／ｃｍ２）に記載した。
鋼材の物性は、通常の引張試験により求められた公称ひずみ−公称応力曲線から測定して記載した。
溶接熱影響部の衝撃エネルギー値（−４０℃）及びＤＢＴＴ値は、シャルピーＶ−ノッチ（Ｃｈａｒｐｙ Ｖ−ｎｏｔｃｈ）衝撃試験を行って測定した。
ＣＴＯＤ値（−２０℃）は、ＢＳ７４４８規格に準拠し、試験片を圧延方向に垂直にＢ（厚さ）×Ｂ（幅）×５Ｂ（長さ）のサイズに加工し、疲労亀裂の長さが試験片の約５０％となるように疲労亀裂を挿入した後、−２０℃でＣＴＯＤ試験を行った。ここで、Ｂは製作した鋼材の厚さである。
Figure 0006883107
Figure 0006883107
Figure 0006883107
表３においてＰＦ＋ＡＦは、ポリゴナルフェライトと針状フェライトの合計を意味する。
本発明で提示した合金組成及び製造条件をすべて満たす発明例１〜３は、降伏強度に優れ、熱影響部の衝撃エネルギー値及びＣＴＯＤ値が高いことが確認できる。
表１〜３に示すように、発明例１〜３は、本発明が提案した範囲をすべて満たした場合であって、降伏強度が４２０ＭＰａ以上の高強度であるだけでなく、溶接熱影響部にも衝撃エネルギー値が高く、ＣＴＯＤ値も高い優れた低温靭性を有していることを示す。これは、複雑で大型の圧力容器及び造船海洋構造用に適切に用いられることができることを証明する。
一方、比較例１、７及び８は、個々の成分の範囲は本発明の範囲に含まれるが、数１により定義される低温硬化相の指数値が、本発明の範囲である０．５を超えた場合である。これにより、製造された鋼材及び溶接熱影響部、特にＳＣ−ＨＡＺ（Ｓｕｂ−Ｃｒｉｔｉｃａｌｌｙ ｒｅｈｅａｔｅｄ Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ）でＭＡなどの硬化相が助長されて、結果的に低温靭性が大きく低下した。
比較例２は、添加されたＣ含量が本発明の範囲を超えた場合であって、ＣはＭＡを助長する最も強力な元素であるため、比較例１と同様に製造された鋼材と溶接熱影響部の低温靭性を大きく低下させた。
比較例３は、添加されたＭｎ含量が本発明の範囲に達していない場合であって、Ｍｎ含量が低いため、ＭＡなどの硬化相の生成が大きく減少して鋼材と溶接熱影響部の低温靭性は大きく向上するが、Ｍｎによる強度強化効果がほとんど無くて高強度鋼材を得ることができない。
比較例４は、Ｏ以外のすべての元素の成分範囲が本発明の範囲を満たしたが、製鋼段階における介在物生成及び除去管理が不十分であるため、製品中のＯ含量が本発明の範囲を超えた場合である。製鋼段階においてＯの除去が不十分であると、結局、除去されていないＯは酸化性介在物として存在するようになり、その分率とサイズが増加する。このような粗大な酸化性介在物は、延性がほとんど無いため、以後の鋼材を製造する過程における低温圧延中に圧延荷重によって破砕され、長く延伸した形態で鋼材内に存在するようになる。これは、以後の加工や外部からの衝撃時にクラック開始や伝播の経路として作用し、結果的に鋼材及び溶接熱影響部の低温靭性を大きく低下させる重要な要因として作用する。
比較例５及び６は、鋼材の成分組成がすべて本発明を満たしたが、製造条件が本発明の範囲を外れた場合である。
比較例５は、製造されたスラブの再加熱温度が本発明の範囲を超えた場合であって、スラブ再加熱温度が高すぎると、高温での圧延と大気によってオーステナイトの成長が急激に促進されてフェライト分率が低くなることで、低温靭性が大きく低下した。
比較例６は、仕上げ熱間圧延温度が本発明の範囲よりも低い場合であって、圧延工程が終了する前に粗大なフェライトが生成されて、以後の圧延において延伸した形態を有し、残ったオーステナイトは、帯状に残存してＭＡ硬化相の密度が高い組織に変態する。結局、粗大で変形された組織と局部的に高いＭＡ硬化相によって低温靭性が低下した。
以上の実施例を参照して説明したが、当該技術分野における熟練した当業者は、下記の特許請求の範囲に記載された本発明の思想及び領域から逸脱しない範囲内で、本発明を多様に修正及び変更させることができることを理解することができる。

Claims (10)

  1. 質量％で、Ｃ：０．０１〜０．０７％、Ｓｉ：０．００２〜０．２％、Ｍｎ：１．７〜２．５％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜０．０３５％、Ｎｂ：０．０３％以下（０％は除く）、Ｖ：０．０１％以下（０％は除く）、Ｔｉ：０．００１〜０．０２％、Ｃｕ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．０１〜２．０％、Ｃｒ：０．０１〜０．５％、Ｍｏ：０．００１〜０．５％、Ｃａ：０．０００２〜０．００５％、Ｎ：０．００１〜０．００６％、Ｐ：０．０２％以下（０％は除く）、Ｓ：０．００３％以下（０％は除く）、Ｏ：０．００２５％以下（０％は除く）を含み、残りがＦｅ及び不可避不純物からなり、数１を満たし、
    微細組織は、ポリゴナルフェライトと針状フェライトをその合計で３０面積％以上含み、ＭＡ相（マルテンサイト−オーステナイト複合相）を３．０面積％以下含むことを特徴とする低温での破壊開始及び伝播抵抗性に優れた高強度鋼材。
    数１：５＊Ｃ＋Ｓｉ＋１０＊ｓｏｌ．Ａｌ≦０．５
    数１において各元素記号は、各元素の含量を質量％で表した値である。
  2. 前記ＭＡ相は、円相当直径で測定した平均サイズが２．５μｍ以下であることを特徴とする請求項１に記載の低温での破壊開始及び伝播抵抗性に優れた高強度鋼材。
  3. 前記鋼材は介在物を含み、サイズが１０μｍ以上である介在物が１１個／ｃｍ２以下であることを特徴とする請求項１に記載の低温での破壊開始及び伝播抵抗性に優れた高強度鋼材。
  4. 前記鋼材は、降伏強度が４８０ＭＰａ以上であり、−４０℃での衝撃エネルギー値が２００Ｊ以上であり、−２０℃でのＣＴＯＤ値が０．２５ｍｍ以上であることを特徴とする請求項１に記載の低温での破壊開始及び伝播抵抗性に優れた高強度鋼材。
  5. 前記鋼材は、引張強度が５６０ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１に記載の低温での破壊開始及び伝播抵抗性に優れた高強度鋼材。
  6. 前記鋼材は、ＤＢＴＴ（延性−脆性遷移温度）が−６０℃以下であることを特徴とする請求項１に記載の低温での破壊開始及び伝播抵抗性に優れた高強度鋼材。
  7. 請求項１に記載の高強度鋼材の製造方法であって、
    質量％で、Ｃ：０．０１〜０．０７％、Ｓｉ：０．００２〜０．２％、Ｍｎ：１．７〜２．５％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜０．０３５％、Ｎｂ：０．０３％以下（０％は除く）、Ｖ：０．０１％以下（０％は除く）、Ｔｉ：０．００１〜０．０２％、Ｃｕ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．０１〜２．０％、Ｃｒ：０．０１〜０．５％、Ｍｏ：０．００１〜０．５％、Ｃａ：０．０００２〜０．００５％、Ｎ：０．００１〜０．００６％、Ｐ：０．０２％以下（０％は除く）、Ｓ：０．００３％以下（０％は除く）、Ｏ：０．００２５％以下（０％は除く）を含み、残りがＦｅ及び不可避不純物からなり、数１を満たすスラブを準備する段階と、
    前記スラブを１０００〜１２００℃に加熱する段階と、
    前記加熱されたスラブを６５０℃以上で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、
    前記熱延鋼板を冷却する段階と、を含むことを特徴とする低温での破壊開始及び伝播抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法。
    数１：５＊Ｃ＋Ｓｉ＋１０＊ｓｏｌ．Ａｌ≦０．５
    数１において各元素記号は、各元素の含量を質量％で表した値である。
  8. 前記冷却する段階は、熱延鋼板を２〜３０℃／ｓの冷却速度で２００〜５５０℃の冷却終了温度まで冷却することを特徴とする請求項７に記載の低温での破壊開始及び伝播抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法。
  9. 前記冷却された熱延鋼板を４５０〜７００℃に加熱した後、（１．３＊ｔ＋１０）分から（１．３＊ｔ＋２００）分間維持した後に冷却する焼戻し段階をさらに含むことを特徴とする請求項７に記載の低温での破壊開始及び伝播抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法。
    但し、ｔは、熱延鋼板の厚さをｍｍ単位で測定した値である。
  10. 前記スラブを準備する段階は、
    ２次精錬の最後段階において溶鋼にＣａまたはＣａ合金を投入する段階と、
    前記ＣａまたはＣａ合金を投入した後、少なくとも３分以上Ａｒガスでバブリング及び還流処理する段階と、を含むことを特徴とする請求項７に記載の低温での破壊開始及び伝播抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法。

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