JP2001527155A

JP2001527155A - 極低温靭性の優れた超強力鋼

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Publication number: JP2001527155A
Application number: JP2000525586A
Authority: JP
Inventors: ジェイオウンクー; ナラシムハラオヴィーバンガル
Original assignee: エクソンモービルアップストリームリサーチカンパニー
Priority date: 1997-12-19
Filing date: 1998-06-18
Publication date: 2001-12-25
Also published as: ATA915498A; GB2348887A; GB0013632D0; HUP0101125A3; HRP980346A2; CO5050267A1; TNSN98098A1; SI20278A; AU8151198A; NO20003175D0; PL342646A1; FI20001438A; HUP0101125A2; CN1282381A; PE93599A1; CA2316968A1; EP1047799A1; KR20010024757A; BR9813630A; SE0002245D0

Abstract

(57)【要約】引張強さが830MPa(120ksi)より大きく、ミクロ構造が主として微粒状ラスマルテンサイト及び/又は微粒状下部ベイナイトを含む、ベースプレート及び溶接熱影響部(HAZ)における極低温靭性の優れた、9wt％未満のニッケルを含有する溶接性低合金超強力鋼は、鉄及び添加剤の炭素、マンガン、ニッケル、銅、クロム、モリブデン、シリコン、ニオブ、バナジウム、チタン、アルミニウム、及びホウ素の一部又は全部を含む鋼スラブを加熱する; 該スラブを加工してオーステナイトが再結晶する温度範囲に1回以上通過させて平板を形成する; 該平板をオーステナイト再結晶温度より低くAr₃変態点より高い温度範囲に1回以上通過させて最終圧延する; 該最終圧延した平板(10''')を適切な焼入停止温度に焼入れする;該焼入れを停止する; 及び該平板(10''')を適切な温度で硬化粒子の析出を引き起こすのに十分な時間焼戻すことにより調製される。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】発明の分野本発明は、ベースプレート及び溶接熱影響部(HAZ)双方において極低温靭性の優れた溶接性低合金超強力鋼板に関する。更に、本発明は、その鋼板の製造方法
に関する。

【０００２】発明の背景種々の用語は、下記の明細書に定義されている。便宜上、用語解説が後述され
ている。極低温、即ち、約-40℃(-40°F)より低い温度において揮発性加圧液体を貯蔵及び輸送することがしばしば求められている。例えば、約1035kPa(150psia)〜約
7590kPa(1100psia)の広範囲の圧力及び約-123℃(-190°F)〜約-62℃(-80°F)の範囲の温度において加圧液化天然ガス(PLNG)を貯蔵及び輸送するためのコンテナ
が求められている。また、メタン、エタン、プロパンのような蒸気圧の高い他の
揮発性液体を極低温において安全かつ経済的に貯蔵及び輸送するためのコンテナ
が求められている。溶接鋼からつくられるべきそのようなコンテナについては、
該鋼はベース鋼及びHAZ双方において液圧に耐える十分な強度と操作条件における破壊、即ち、破損事象の開始を防止する十分な靭性をもたなければならない。

【０００３】延性-脆性遷移温度(DBTT)は、構造鋼において2つの様式を表す。DBTTより低い
温度では、鋼の破損は低エネルギーへき開(脆性)破壊によって生じる傾向があり
、DBTTより高い温度では、鋼の破損は高エネルギー延性破壊によって生じる傾向
がある。上記極低温用途及び他の耐力極低温使用のための貯蔵及び輸送コンテナ
をつくるのに用いられる溶接鋼のDBTTは、低エネルギーへき開破壊による破損を
避けるためにベース鋼及びHAZ双方の使用温度より十分低くなければならない。極低温構造用途に従来用いられてきたニッケル含有鋼、例えば、ニッケル含量
が約3wt％より多い鋼のDBTTは低く、引張強さも相対して低い。典型的には、市販のNi3.5wt％、Ni5.5wt％、及びNi9wt％鋼のDBTTはそれぞれ約-100℃(-150°F)
、-155℃(-250°F)、及び-175℃(-280°F)であり、引張強さはそれぞれ約485MPa
(70ksi)まで、約620MPa(90ksi)まで、及び830MPa(120ksi)までである。これらの
引張強さと靭性の組合わせを得るために、これらの鋼はたいていコストのかかる
処理、例えば、二重焼きなまし処理を受ける。極低温用途の場合には、現在低温
における靭性が良好なことから市販のニッケル含有鋼を用いているが、相対的に
小さい引張強さについて設計しなければならない。設計には、たいてい、耐力極
低温用途について過度の鋼厚さが必要である。従って、耐力極低温用途における
これらのニッケル含有鋼の使用は、必要とされる鋼厚さと組合わせた鋼のコスト
が高いことにより高価である傾向がある。

【０００４】一方、最新技術の市販の低又は中炭素低合金高張力(HSLA)鋼、例えば、AISI 4
320又は4330鋼は、引張強さ(例えば、約830MPa(120ksi)より大きい)が優れコストが低いが、総体的に、特に溶接熱影響部(HAZ)において相対的に高いDBTTを受ける可能性がある。一般に、これらの鋼においては、引張強さが高くなるにつれ
て溶接性や低温靭性が低くなる傾向がある。このため、現在最新技術の市販のHS
LA鋼は、極低温用途にはほとんど考慮されない。これらの鋼のHAZの高DBTTは、たいてい、粗粒状の相互に臨界的な再熱HAZ、即ち、ほぼAc₁変態点からほぼAc₃ 変態点までの温度に加熱したHAZにおいて溶接熱サイクルから生じる望ましくないミクロ構造の形成によるものである。(Ac₁及びAc₃変態点の定義については解説を参照されたい。) DBTTは、HAZにおける結晶粒度の増大やマルテンサイト-オ
ーステナイト(MA)アイランドのようなミクロ構造成分の脆化につれて著しく高く
なる。例えば、最新技術のHSLA鋼のHAZのDBTT、油やガス輸送用X100ラインパイプは約-50℃(-60°F)より高い。優れた溶接性及び所望の厚形材の可能性、即ち、厚さが約2.5cm(1インチ)より大きい実質的に均一なミクロ構造及び性質(例えば、強度や靭性)を備えつつHSLA鋼の高強度で低コストによる上記市販のニッケル含有鋼の低温靭性を組合わせた新規な鋼の開発にはエネルギー貯蔵や輸送分野
における動機に著しいものがある。

【０００５】非低温用途においては最新技術のほとんどの市販の低又は中炭素HSLA鋼は、高
強度において靭性が相対的に低いために、強度部分で設計されるか又は許容しう
る靭性を得るために強度を下げて処理される。工学的用途においては、これらの
方法は断面の厚さが大きくなり、よってHSLA鋼の高強度の可能性が完全に使われ
る場合より部品の重量が重くなり、結局コストが高くなる。高性能ギアのような
臨界的な用途においては、十分な靭性を維持するためにNiを約3wt％より多く含有する鋼(例えば、AISI 48XX、SAE 93XX等)が用いられる。この方法によって、H
SLA鋼の優れた強度を得るためにはコストの損失がかなりなものになる。市販の標準的HSLA鋼の使用で直面する問題は、更に、特に低入熱溶接が用いられる場合
にHAZにおける水素亀裂である。低合金鋼の高強度又は超高強度において低コストの靭性の強化には経済的動機
が著しくかつ工学的要求が明確である。特に、市販の極低温用途に使用するため
にベースプレート及びHAZ双方において超高強度を有する、例えば、引張強さが8
30MPa(120ksi)より大きく、極低温靭性の優れた、例えば、DBTTが約-73℃(-100 °F)より低い合理的な価格の鋼が求められている。従って、本発明の主な目的は、次の3つの鍵となる領域: (i) ベース鋼又は溶接HAZにおいてDBTTを約-73℃(-100°F)まで低下させる、(ii) 引張強さを830MPa
(120ksi)より大きくする、及び(iii) 溶接性が優れる領域において極低温での用
途のために最新技術の低合金高張力鋼テクノロジーを向上させることである。本
発明の他の目的は、約2.5cm(1インチ)より厚い厚み全体のミクロ構造と性質が実
質的に均一な上記HSLA鋼を得ることであり、現在市販の処理技術を用いてそのよ
うにすることであるので市販の極低温プロセスにおけるこれらの鋼の使用は経済
的に都合がよい。

【０００６】発明の概要本発明の上記目的と一致した処理方法であって、所望の化学を有する低合金鋼
スラブを適切な温度まで再熱してから熱間圧延して鋼板を形成し、熱間圧延の終
わりに適切な液体、例えば、水で適切な焼入れ停止温度(QST)まで焼入れして該鋼のミクロ構造を好ましくは主として微粒状ラスマルテンサイト、微粒状下部ベ
イナイト、又はその混合物に変態させてから適切な温度範囲内で焼戻すことによ
り急速に冷却して好ましくは主として焼戻された微粒状ラスマルテンサイト、焼
戻された微粒状下部ベイナイト、又はその混合物、又は更に好ましくは実質的に
100％の焼戻された微粒状ラスマルテンサイトを含む焼戻された鋼中のミクロ構造を与える前記方法が提供される。本発明を記載するのに用いられる焼入れは、
鋼を周囲温度まで空気冷却するのとは反対に鋼の冷却速度を加速させる傾向が選
択される液体が用いられる手段による冷却加速を意味する。本発明の実施態様に
おいては、焼入れを停止した後又は焼戻し前に鋼板が周囲温度まで空気冷却され
る。

【０００７】また、本発明の上記目的と一致した本発明に従って処理した鋼は、該鋼が次の
特性: (i) ベース鋼及び溶接HAZにおいて約-73℃(-100°F)より低いDBTT、(ii)
830MPa(120ksi)より大きい、好ましくは約860MPa(125ksi)より大きい、更に好ま
しくは約900MPa(130ksi)より大きい引張強さ、(iii) 優れた溶接性、(iv) 実質的に均一な厚み全体のミクロ構造と性質、及び(v) 市販の標準的HSLA鋼より改善
された靭性を有する点で多くの極低温用途、特に約2.5cm(1インチ)以上の厚さの
鋼板に特に適する。これらの鋼の引張強さは、約930MPa(135ksi)より大きいか、
又は約965MPa(140ksi)より大きいか、又は約1000MPa(145ksi)より大きい。本発明の利点は、下記の詳細な説明及び添付の図面によって更によく理解され
る。本発明は好適実施態様と共に記載されるが、本発明がそれらに限定されないこ
とは理解される。これに対して、本発明は、前述の特許請求の範囲によって定義
される本発明の真意及び範囲内に含むことができる代替、変更、及び等価全てを
包含するものである。

【０００８】発明の詳細な説明本発明は、上記挑戦を満たす新規なHSLAの開発に関する。本発明は、DBTTを低
下させるために及び高引張強さにおける靭性を高めるために固有の及びミクロ構
造上の双方の強化を与える鋼化学と処理の新規な組合わせに基づく。固有の強化
は、本明細書に詳述される鋼中の重要な合金元素の思慮深いバランスによって達
成される。ミクロ構造上の強化は、効果的な非常に微細な結晶粒度を得ること及
び前オーステナイト結晶粒より非常に微細な平均寸法を有する微細なパケットに
存在する微粒状マルテンサイトラス及び/又は下部ベイナイトラスを与えることから得られる。従って、本発明においては、微細な銅析出物及び混合炭化物及び
/又は炭窒化物から強化する分散液を用いて、マルテンサイト/ベイナイト構造の
焼戻し中に強度及び靭性を最適化する。

【０００９】上記によれば、ミクロ構造が主として焼戻された微粒状ラスマルテンサイト、
焼戻された微粒状下部ベントナイト、又はその混合物を含む鋼板の調製方法であ
って、(a) 鋼スラブを(i) 該鋼スラブを実質的にホモジェナイズする、(ii) 該鋼スラブ中にニオブとバナジウムの炭化物と炭窒化物を実質的に全て溶解する、
及び(iii) 該鋼スラブ中に初期オーステナイト微粒をつくるのに十分高い再熱温
度まで加熱する工程; (b) 前記鋼スラブを加工してオーステナイトが再結晶する
第1温度範囲の熱間圧延に1回以上通過させて鋼板を形成する工程; (c) ほぼT_nr 温度より低くほぼAr₃変態点より高い第2温度範囲の熱間圧延に1回以上通過させて前記鋼板を更に加工する工程; (d) 該鋼板をほぼM_s変態点＋200℃(360°F)より低い焼入停止温度まで約10℃/sec〜約40℃/sec(18°F/sec〜72°F/sec)の冷却
速度で焼入れする工程; (e) 該焼入れを停止する工程; 及び(f) 該鋼板を約400 ℃(752°F)からほぼAc₁変態点まで、好ましくはAc₁変態点を含まない温度までの
焼戻し温度で硬化粒子、即ち、ε-銅、Mo₂C、又はニオブ又はバナジウムの炭化物又は炭窒化物の1種以上の析出を十分引き起こすだけの時間焼戻す工程を含む、前記方法が提供される。硬化粒子の析出を十分引き起こすだけの時間は、主に
該鋼板の厚さ、該鋼板の化学、及び焼戻し温度に左右され、当業者によって求め
られる。(主として硬化粒子、T_nr温度、Ar₃、M_s、及びAc₁の変態点、及びMo₂Cを
定義している用語解説を参照されたい。)

【００１０】周囲温度又は極低温靭性を行わせるために、本発明の鋼のミクロ構造は主とし
て焼戻された微粒状下部ベイナイト、焼戻された微粒状ラスマルテンサイト、又
はその混合物から構成されることが好ましい。上部ベイナイト、双晶マルテンサ
イトやMAのような脆化成分の形成を実質的に最少にすることが好ましい。本発明
を記載するのに、及び特許請求の範囲に用いられる『主として』は、少なくとも
50体積％を意味する。ミクロ構造は、更に好ましくは少なくとも約60体積％〜約
80体積％の焼戻された微粒状下部ベイナイト、焼戻された微粒状ラスマルテンサ
イト、又はその混合物を含んでいる。ミクロ構造は、なお更に好ましくは少なく
とも約90体積％の焼戻された微粒状下部ベイナイト、焼戻された微粒状ラスマル
テンサイト、又はその混合物を含んでいる。ミクロ構造は、最も好ましくは実質
的に100％の微粒状ラスマルテンサイトを含んでいる。本発明に従って処理した鋼スラブは、常法で製造され、実施態様においては、
鉄及び下記の合金元素を、好ましくは下記表Iに示される重量範囲で含む。

【００１１】表I 合金元素範囲(wt％) 炭素(C) 0.04 - 0.12、更に好ましくは0.04 - 0.07 マンガン(Mn) 0.5 - 2.5、更に好ましくは1.0 - 1.8 ニッケル(Ni) 1.0 - 3.0、更に好ましくは1.5 - 2.5 銅(Cu) 0.1 - 1.5、更に好ましくは0.5 - 1.0 モリブデン(Mo) 0.1 - 0.8％、更に好ましくは0.2 - 0.5 ニオブ(Nb) 0.02 - 0.1、更に好ましくは0.03 - 0.05 チタン(Ti) 0.008 - 0.03、更に好ましくは0.01 - 0.02 アルミニウム(Al) 0.001 - 0.05、更に好ましくは0.005 - 0.03 窒素(N) 0.002 - 0.005、更に好ましくは0.002 - 0.003

【００１２】バナジウム(V)は、好ましくは約0.10wt％まで、更に好ましくは約0.02wt％〜約0.05wt％が鋼にしばしば添加される。クロム(Cr)は、好ましくは約1.0wt％、更に好ましくは約0.2wt％〜約0.6wt％が鋼にしばしば添加される。シリコン(Si)は、好ましくは約0.5wt％、更に好ましくは約0.01wt％〜約0.5wt
％、なお更に好ましくは約0,05wt％〜約0.1wt％が鋼にしばしば添加される。ホウ素(B)は、好ましくは約0.0020wt％まで、更に好ましくは約0.0006wt％〜約0.0010wt％が鋼に添加される。鋼は、ニッケルを好ましくは少なくとも約1wt％含む。鋼のニッケル含量は、溶接後の性能を高めることが所望される場合には約3wt％より多く増加される。ニッケルを各々1wt％添加すると鋼のDBTTを約10℃(18°F)だけ低下することが予
想される。ニッケル含量は、好ましくは9wt％未満、更に好ましくは約6wt％未満
である。ニッケル含量は、鋼のコストをできるだけ抑えるためにできるだけ少な
くすることが好ましい。ニッケル含量が約3wt％より増やす場合には、マンガン含量は約0.5wt％よりも少なく0.0wt％まで減らされる。更に、残りは、鋼中に実質的にできるだけ少なくすることが好ましい。リン(P
)含量は、好ましくは約0.01wt％未満である。イオウ(S)含量は、好ましくは約0.
004wt％である。酸素(O)含量は、好ましくは約0.002wt％未満である。

【００１３】鋼スラブの処理(1) DBTTの低下低DBTT、例えば、約-73℃(-100°F)より低いDBTTを得ることは、極低温用途の
新規なHSLA鋼の開発において鍵となる挑戦である。技術的な挑戦は、特にHAZにおいて、DBTTを低下させつつ本HSLA技術において強度を維持/向上させることである。本発明は、後述されるように、ベースプレート及びHAZにおける極低温特性の優れた低合金鋼を製造する方法において破壊抵抗に対する固有の及びミクロ
構造の双方の寄与を変化させるために合金及び処理の組合わせを用いる。

【００１４】本発明においては、ミクロ構造の強化は、ベース鋼DBTTを低下させるために利
用される。このミクロ構造の強化の鍵となる成分は、鋼板の単位体積あたりの大
傾角境界の界面領域を強化することを目標とした、前オーステナイト結晶粒度の
微細化及び結晶粒形態の改良からなる。当業者によく知られているように、本明
細書に用いられる『結晶粒』は多結晶材料の個々の結晶を意味し、本明細書に用
いられる『結晶粒界』は1つの結晶方位から別の方位へ移ることに対応する金属の狭い帯域を意味する。本明細書に用いられる『大傾角粒界』は、結晶方位が約
8°を超えるだけ異なる2つの隣接した結晶粒を分ける結晶粒界である。また、本
明細書に用いられる『大傾角粒界』は、大傾角粒界として効果的に振舞う境界、
即ち、亀裂又は破壊の広がりをゆがめる傾向があるので破壊経路のくねりを引き
起こす境界である。加工熱的に制御された圧延処理(TMCP)から単位体積あたりの大傾角粒界の全界
面領域への寄与、Svは、次式で定義される。

【数１】ここで、dはオーステナイトが再結晶しない温度範囲で圧延する前の熱間圧延鋼板の平均オーステナイト結晶粒度(前オーステナイト結晶粒度)であり; Rは加工率(最初の鋼スラブの厚さ/最後の鋼板の厚さ)であり; rはオーステナイトが再結晶しない温度範囲での熱間圧延による鋼の厚さの減少％である。

【００１５】大傾角粒界における亀裂のゆがみ及び破壊経路の付随するくねりのために、鋼
のSvが大きくなるにつれて、DBTTが低下することは当該技術において周知である
。市販のTMCP実施においては、R値は一定の板厚に固定され、r値の上限は典型的
には75である。R及びrが固定値であれば、上記式から明らかなように、dが小さくなることによりSvだけが実質的に大きくなる。本発明の鋼においてdを小さくするために、Ti-Nb微量合金化が最適化TMCP実施と組合わせて用いられる。熱間圧延/変形中の全加工量が同じために、最初の微細な平均オーステナイト結晶粒度を有する鋼により、最終の微細な平均オーステナイト結晶粒度が得られる。従
って、本発明においては、Ti-Nb添加量は、TMCP中に所望のオーステナイト結晶粒成長阻止を与えつつ低再熱実施のために最適化される。図1Aについて説明する
。熱変形の前の再熱鋼スラブ10′において約120ミクロン未満の最初の平均オーステナイト結晶粒度D′を得るために、相対的に低い再熱温度、好ましくは約955
℃〜約1065℃(1750°F〜1950°F)が用いられる。本発明の処理により、慣用のTM
CPにおいて高い再熱温度、即ち、約1095℃(2000°F)より高い温度の使用から得られるオーステナイト結晶粒の過度の成長が避けられる。動的再結晶誘導結晶粒
微細化を促進するために、オーステナイトが再結晶する温度範囲での熱間圧延中
に約10％より大きい重い通過毎の加工が用いられる。

【００１６】ここで図1Bについて説明する。本発明の処理により、オーステナイトが再結晶す
る温度範囲での熱間圧延(変形)後であるがオーステナイトが再結晶しない温度範
囲での熱間圧延前の鋼スラブ10''において約30ミクロン未満、好ましくは約20ミ
クロン未満、更に好ましくは約10ミクロン未満の平均前オーステナイト結晶粒度
D''(即ち、d)が得られる。更に、厚み全体の向きに効果的な微粒加工を与えるた
めに、好ましくは約70％を超える累積した重い加工がほぼT_nr温度よりも低くほぼAr₃変態点よりも高い温度範囲で行われる。ここで図1Cについて説明する。本発明のTMCPによって、厚み全体の向きに非常に微細な効果的な結晶粒度D'''、例
えば、約10ミクロン未満、好ましくは約8ミクロン未満、更に好ましくは約5ミク
ロン未満の効果的な結晶粒度D'''を有する最終圧延鋼板10'''においてオーステナイトの伸長したパンケーキ結晶粒構造が形成されるので、当業者に理解される
ように、大傾角粒界の界面領域が、例えば、鋼板10'''の単位体積あたり11に強化される。

【００１７】更に詳細には、本発明の鋼は、本明細書に記載される所望の組成のスラブを形
成する; 該スラブを約955℃〜約1065℃(1750°F〜1950°F)の温度に加熱する; 該スラブを熱間圧延に1回以上通過させて鋼板を形成し、オーステナイトが再結晶する、即ち、ほぼT_nr温度よりも高い第1温度範囲で約30％〜約70％に加工する
; 及び該鋼板をほぼT_nr温度より低くほぼAr₃変態点より高い第2温度範囲の熱間圧延に1回以上通過させて約40％〜約80％に加工することにより調製される。次に、熱間圧延した鋼板を、このときに焼入れが停止される、ほぼM_s変態点＋200 ℃(360°F)より低い適切なQSTまで約10℃/sec〜約40℃/sec(18°F/sec〜72°F/s
ec)の冷却速度で焼入れする。本発明の実施態様においては、次に、鋼板は周囲温度まで冷却される。この処理は、好ましくは主として微粒状ラスマルテンサイ
ト、微粒状下部ベイナイト、又はその混合物、又は更に好ましくは実質的に100 ％微粒状ラスマルテンサイトを含むミクロ構造を与えるために用いられる。

【００１８】本発明の鋼中のこのようにして直接焼入れされたマルテンサイトの強度は強い
が、その靭性は約400℃(752°F)からほぼAc₁変態点までの適切な温度で焼戻すこ
とにより改善される。この温度での焼戻しによって、焼入れ応力が減少し、高靭
性がもたらされる。焼戻しは鋼の靭性を高め得るが、普通はかなりの強度ロスを
生じる。本発明においては、焼戻しからの通常の強度ロスは、析出分散硬化を誘
導することにより相殺される。微細な銅析出物及び混合炭化物及び/又は炭窒化物からの分散硬化は、マルテンサイト構造の焼戻し中に強度及び靭性を最適化す
るために用いられる。本発明の鋼のユニークな化学は、焼き入れたままの強度が
ほとんどロスせずに約400℃〜約650℃(750°F〜1200°F)の広範囲に焼戻すことを可能にする。鋼板は、約400℃(752°F)より高い温度からAc1変態点よりも低い
焼戻し温度で硬化粒子(本明細書に定義される)の析出を引き起こすのに十分な時
間焼戻されることが好ましい。この処理は、鋼板のミクロ構造を主として焼戻さ
れた微粒状ラスマルテンサイト、焼戻された微粒状下部ベイナイト、又はその混
合物に変態することを促進する。また、硬化粒子の析出を引き起こすのに十分な
時間は、主に鋼板の厚さ、鋼板の化学、及び焼戻し温度に左右され、当業者によ
って求められる。

【００１９】当業者によって理解されるように、本明細書に用いられる厚さの減少％は、言
及した加工前の鋼スラブ又は鋼板の厚さの減少％を意味する。説明上、本発明を
限定するものでなく、約25.4cm(10インチ)の鋼スラブを第1温度範囲で約12.5cm(
5インチ)の厚さに約50％減少させ(50％加工)、次に第2温度範囲で約2.5cm(1イン
チ)の厚さまで約80％減少させることができる(80％加工)。本明細書に用いられる『スラブ』は、あらゆる寸法をもつ一枚の鋼を意味する。鋼スラブは、実質的に全スラブ、好ましくは全スラブの温度を所望の再熱温度
まで上げるのに適した手段によって、例えば、スラブをある時間炉に入れること
により加熱されることが好ましい。本発明の範囲内で鋼組成物に用いなければな
らない個々の再熱温度は、実験か又は適切なモデルを用いて計算することにより
当業者が容易に求めることができる。更に、実質的に全スラブ、好ましくは全ス
ラブの温度を所望の再熱音素まで上げるのに必要な炉温度と再熱時間は標準的工
業文献によって当業者が容易に求めることができる。

【００２０】実質的に全体のスラブに加える再熱温度を除いて、本発明の処理方法を記載す
るのに言及される続いての温度は鋼の表面で測定された温度である。鋼の表面温
度は、例えば、光高温計を用いることにより、又は鋼の表面温度を測定するのに
適した他の装置により測定される。本明細書に言及される冷却速度は、板厚の中
心、又は実質的に中心のものであり、焼入停止温度(QST)は熱が板厚の中央から伝えられることから焼入れを停止した後に平板表面に達した最高温度、又は実質
的に最高温度である。例えば、本明細書の鋼組成物の実験的加熱の処理中に、中
央の温度測定のために鋼板厚の中央、又は実質的に中央に熱電対が入れられ、表
面温度が光高温計を用いることにより測定される。同じ、又は実質的に同じ鋼組
成物の続いての処理中に用いるために中心温度と表面温度間の関係を出し、表面
温度を直接測定することにより中心温度を求めることができる。また、所望の加
速冷却速度を達成するために焼入れ液が必要とする温度と流速は、標準的工業文
献によって当業者が求めることができる。

【００２１】本発明の範囲内の鋼組成物については、再結晶範囲と非再結晶範囲間の境界を
区切る温度、T_nr温度は、鋼の化学、特に、炭素濃度及びニオブ濃度、及び圧延前の再熱温度、及び圧延通過で得られる加工量に左右される。当業者は、本発明
の具体的な鋼のこの温度を実験か又はモデル計算により求めることができる。同
様に、本明細書に言及されたAc₁、Ar₃、及びM_sの変態点は、本発明の鋼について
実験か又はモデル計算により当業者が求めることができる。上記のミクロ構造上の方法は、ベース鋼板においてDBTTを低下させるのに有効
であるが、溶接HAZの粗粒状領域において低DBTTを十分に維持するのには十分有効ではない。従って、本発明は、次に記載される合金元素の固有の効果を用いる
ことにより溶接HAZの粗粒状領域において低DBTTを十分に維持する方法を提供する。

【００２２】主導的なフェライト系極低温鋼は、一般的には体心立方(BCC)結晶格子に基づくものである。この結晶系は、低コストで強度が高い可能性を与えるが、温度が
低下するにつれて延性破壊から脆性破壊までの挙動の急な遷移を受ける。これは
、基本的には、BCC系における温度に対する臨界分解せん断応力(CRSS)(本明細書
に定義される)の強力な感受性によるものであり、CRSSは温度の低下につれて急に高くなり、よってせん断過程、結果として延性破壊を難しくする。一方、へき
開のような脆性破壊過程の臨界応力は、温度に対する感受性が低い。従って、温
度が低下するにつれて、へき開は好ましい破壊モードになり、低エネルギー脆性
破壊が発生することになる。CRSSは、鋼の固有の性質であり、変形時に転位が横
すべりし得る容易さに対して感受性がある。即ち、横すべりが容易である鋼はCR
SSが低いのでDBTTが低い。Niのような面心立方(FCC)安定剤は横すべりを促進することが既知であるが、Si、Al、Mo、Nb及びVのようなBCC安定化合金元素は横す
べりがなくなる。本発明においては、NiやCuのようなFCC安定化合金元素の含量は最適化されることが好ましく、コスト面やDBTTを低下させるのに有益な作用が
考慮され、Ni合金は好ましくは少なくとも約1.0wt%、更に好ましくは少なくとも
約1.5wt％であり; 鋼中のBCC安定化合金元素の含量は実質的にできるだけ少なく
される。本発明の鋼についての化学と処理のユニークな組合わせから得られる固有の及
びミクロ構造上の強化の結果として、鋼はベースプレート及び溶接後のHAZ双方において優れた極低温靭性を有する。これらの鋼のベースプレート及び溶接後の
HAZ双方のDBTTは、約-73℃(-100°F)より低く、約-107℃(-160°F)より低いこと
もある。

【００２３】(2) 830MPa(120ksi)より大きい引張強さ及びミクロ構造と特性の厚み全体の均一性一般的には、焼戻し時に、強力な炭化物形成体を含まない普通炭素と低合金の
マルテンサイト鋼は焼入れのままの強度を軟化又は消失し、その強度ロスの程度
は鋼の個々の化学と焼戻し温度と時間の関数である。本発明の鋼においては、焼
戻し中の強度ロスは、硬化粒子の微細な析出によってかなり改善される。本発明
の鋼のユニークな化学は、焼入れのままの強度をほとんどロスせずに約400℃〜約650℃(750°F〜1200°F)の広範囲内で焼戻すことを可能にする。この広範囲の
焼戻し範囲内での強化は、種々の温度様式に存在する又はピークがある硬化粒子
の析出から生じる。即ち、焼戻しに通常伴う強度ロスを打ち消すのに十分な累積
した強度を与えるために、この広範囲内での硬化粒子の十分な析出が生じる。こ
の広範囲内で焼戻しする能力によって得られる処理可撓性が有利である。本発明においては、所望の強度は、相対的に低炭素含量においてベース鋼及び
HAZ双方における溶接性と優れた靭性の付随した利点とともに得られる。全合金中最低約0.04wt％のCは、830MPa(120ksi)より大きい引張強さを得るために好ましい。

【００２４】本発明の鋼においてC以外の合金元素は鋼で得られる最大強度に関してはほとんど重要ではないが、これらの元素は約2.5cm(1インチ)より厚いプレート厚の強
度及び処理可撓性に所望される冷却速度の範囲のミクロ構造の厚み全体の均一性
及び強度が必要とされるために望ましい。これは、厚い平板の中心部分における
実際の冷却速度が表面より遅いので重要である。従って、表面と中心のミクロ構
造は、鋼が平板の表面と中心間の冷却速度の差異に対する感受性を取り除くよう
に設計されなければ非常に違ったものとなる。この点で、MnとMoの合金の添加、
特にMoとBの両方の添加が特に効果的である。本発明においては、これらの添加は焼入性、溶接性、低DBTT及びコストの面で最適化される。本明細書において前
に述べたように、DBTTを低下させる観点から、全BCC合金添加を最少に保つことは不可欠である。本発明のこれらの及び他の要求を満たすために、好ましい化学
標的及び範囲が設定される。

【００２５】(3) 低入熱溶接に優れた溶接性本発明の鋼は、優れた溶接性に設計される。最も重要な、特に低入熱溶接との
関係は、粗粒状HAZにおける低温亀裂又は水素亀裂である。本発明の鋼については、低温亀裂感受性は炭素含量及びHAZミクロ構造の種類が臨界的に影響し、当該技術によって重要なパラメーターであるとみなされた硬度や炭素当量は影響し
ないことがわかった。鋼が予熱なしで又は低予熱(約100℃(212°F)より低い)溶接条件下で溶接される場合に低温亀裂を避けるための炭素添加の好ましい上限は
約0.1wt％である。本明細書に用いられる、本発明を態様で限定しない『低入熱溶接』は、約2.5キロジュール/ミリメートル(kJ/mm)(7.6kJ/インチ)までのエネルギーである溶接を意味する。下部ベイナイト又は自己焼戻しラスマルテンサイトミクロ構造は、低温亀裂に
対して優れた抵抗性を与える。本発明の鋼における他の合金元素は、焼入性と強
度の要求と対応して注意して釣り合わせて粗粒状HAZにおいて所望のミクロ構造の形成を行わせる。

【００２６】鋼スラブにおける合金元素の役割本発明の種々の合金元素の役割とその濃度について好ましい限度を次に示す。炭素(C)は、鋼中の最も有効な強化元素の1つである。Ti、Nb、VやMoのような鋼中の強力な炭化物形成体と組合わせて焼戻し中に結晶粒の成長阻止と析出強化
を与える。炭素は、焼入性、即ち、冷却時に鋼中の硬くて強いミクロ構造を形成
する能力を向上させる。炭素含量が約0.04wt％未満である場合、鋼に所望の強化
、即ち、830MPa(120ksi)より大きい強度を誘導するのには不十分である。炭素含
量が約0.12wt％より多い場合、溶接中の鋼は低温亀裂に感受性となり、溶接時の
鋼板やそのHAZの靭性が低下する。所望の強度及びHAZミクロ構造、即ち、自己焼
戻しラスマルテンサイト及び下部ベイナイトを与えるために、約0.04wt％〜約0.
12wt％の範囲の炭素含量が好ましい。炭素含量の上限は、更に好ましくは約0.07
wt％である。マンガン(Mn)は、鋼中のマトリックス強化物質であり、焼入性に強く寄与する
。板厚が約2.5cm(1インチ)を超える所望の高強度を得るためには0.5wt％Mnの最少量が好ましく、少なくとも約1.0wt％Mnの最少量が更に好ましい。しかしながら、Mnが多すぎると靭性が悪くなるので、本発明においては約2.5wt％Mnの上限が好ましい。この上限は、高Mnに存在しかつ鋼を連続して鋳造する傾向がある中
心線偏析及びミクロ構造及び特性の付随した厚み全体の不均一性を実質的に最少
にするために好ましい。Mn含量の上限は、更に好ましくは約1.8wt％である。ニッケル含量が約3wt％より多くなる場合、マンガンを添加せずに所望の高強度が得られる。従って、広い意味で、約2.5wt％までのマンガンが好ましい。

【００２７】シリコン(Si)は、脱酸のために鋼に添加することができ、このためには約0.01
wt％の最少量が好ましい。しかしながら、Siは強力なBCC安定剤であるので、DBT
Tを上げ、靭性に対して逆効果を及ぼす。そのためSiを添加する場合、約0.5wt％
の上限が好ましい。Siを添加する場合、Si含量の上限は、更に好ましくは約0.1w
t％である。アルミニウム又はチタンが同じ機能を行うので脱酸にシリコンは必ずしも必要でない。ニオブ(Nb)は、鋼の圧延したミクロ構造の結晶粒微細化を促進するために添加
され、強度と靭性の双方を向上させる。熱間圧延中の炭化ニオブと炭窒化ニオブ
の析出は、再結晶を遅らせると共に結晶粒の成長を阻止するために働き、よって
オーステナイト結晶粒微細化の手段を与える。また、焼戻し中のニオブの炭化物
と炭窒化物の析出は、所望の二次硬化を与えて約500℃(930°F)より高く焼戻される場合に鋼中に通常見られる強度ロスを相殺する。そのため、少なくとも約0.
02wt％Nbが好ましく、少なくとも約0.03wt％Nbが更に好ましい。しかしながら、
Nbは強力なBCC安定剤であるので、DBTTを上げる。Nbが多すぎると、溶接性とHAZ
靭性が悪くなるので、最大約0.1wt％が好ましい。Nb含量の上限は、更に好ましくは約0.05wt％である。

【００２８】バナジウム(V)は、焼戻し時の鋼及び溶接後の冷却時のHAZにバナジウムの炭化
物と炭窒化物の微粒子を形成することによる析出強化を得るためにしばしば添加
される。オーステナイトに溶解した場合、Vは焼入性に対して非常に有益な効果がある。Vが本発明の鋼に添加される場合、少なくとも約0.02wt％のVが好ましい
。しかしながら、過剰量のVは、溶接時に低温亀裂を引き起こすと共にベース鋼とそのHAZの靭性を劣化させることを助ける。従って、V添加は、好ましくは最大
約0.1wt％までに制限され、更に好ましくは最大約0.05wt％までに制限される。チタン(Ti)は、少量で添加される場合、圧延した構造と鋼のHAZ双方の結晶粒を微細化する窒化チタン(TiN)微細粒子を形成するのに有効である。従って、鋼の靭性が改善される。Tiは、Ti/Nの重量比が好ましくは約3.4であるような量で添加される。Tiは、強力なBCC安定剤であるので、DBTTを上げる。過剰量のTiは、TiN又は炭化チタン(TiC)粗粒子を形成することにより鋼の靭性を劣化する傾向
がある。約0.008wt％より少ないTi含量は、一般的には、十分に微細な結晶粒を与えず、TiNとして鋼中にNを結合もしないが、約0.03wt％を超えると靭性の劣化
の原因となり得る。鋼は、更に好ましくは少なくとも約0.01wt％のTi、約0.02wt
％を超えないTiを含有する。

【００２９】アルミニウム(Al)は、脱酸のために本発明の鋼に添加される。そのためには少
なくとも約0.001wt％のAlが好ましく、少なくとも約0.005wt％のAlが更に好まし
い。Alは、HAZに溶解した窒素を結合する。しかしながら、Alは強力なBCC安定剤
であるので、DBTTを上げる。Al含量が高すぎる、即ち、約0.05wt％より高い場合
には、酸化アルミニウム(Al₂O₃)型介在物を形成する傾向があり、鋼及びそのHAZ
の靭性が悪くなる傾向がある。Al含量の上限は、更に好ましくは約0.03wt％であ
る。モリブデン(Mo)は、直接焼入れする際に、特にホウ素とニオブと組合わせて鋼
の焼入性を高める。Moは、微細なMo₂C炭化物を与えることにより鋼の焼戻し中の
二次硬化を促進させるのに望ましい。少なくとも約0.1wt％のMoが好ましく、少なくとも約0,2wt%のMoが更に好ましい。しかしながら、Moは強力なBCC安定剤であるので、DBTTを上げる。過剰量のMoは、溶接時に低温亀裂を起こすことを助け
、鋼及びそのHAZの靭性を劣化する傾向があるので、最大約0.8wt％が好ましく、
最大約0.5wt％が更に好ましい。クロム(Cr)は、直接焼入れする際に鋼の焼入性を高める傾向がある。耐食性及
び水素誘起亀裂(HIC)抵抗性も向上させる。Moと同様に、過剰量のCrは、溶接の低温亀裂を引き起こす傾向があり、鋼及びそのHAZの靭性を劣化する傾向があるので、Crが添加される場合に最大約1.0wt％のCrが好ましい。Crが添加される場合のCr含量は約0.2wt％〜約0.6wt％である。

【００３０】ニッケル(Ni)は、所望のDBTTを、特にHAZで得るために本発明の鋼に添加される重要な合金である。鋼中最も強力なFCC安定剤の1つである。鋼へのNi添加は交
差すべりを高め、DBTTを下げる。MnやMo添加と同じ程度ではないが、鋼へのNi添
加は焼入性を促進させるので、厚い断面(即ち、約2.5cm(1インチ)より厚い)のミ
クロ構造と特性の厚み全体の均一性を促進させる。溶接HAZにおいて所望のDBTT を得るために、最少のNi含量は、好ましくは約1.0wt％、更に好ましくは約1.5wt
％である。Niは高価な合金元素であるので、鋼のコストを実質的にできるだけ低
くするために、鋼のNi含量は、好ましくは約3.0wt％未満、更に好ましくは約2.5
wt％未満、更に好ましくは約2.0wt％未満、なお更に好ましくは約1.8wt％未満で
ある。銅(Cu)は、ε-銅の析出によって焼戻し中に硬化を与えるのに添加される有効な合金である。このために好ましくは少なくとも約0.1wt％、更に好ましくは少なくとも約0.5wt％の銅が添加される。Cuは、鋼中のFCC安定剤であり、少量でDB
TTの低下に寄与しうる。Cuは、耐食性及びHIC抵抗性に有益である。多量のCuは、過度の析出硬化を誘導し、靭性を低下させ、ベースプレートとHAZ双方のDBTT を上げ得る。高Cuはスラブ鋳造及び熱間圧延中の脆化を引き起こし、緩和のため
にNiの同時添加が必要である。上記の理由から、約1.5wt％の上限が好ましく、約1.0wt％の上限が更に好ましい。

【００３１】ホウ素(B)は、少量で、鋼の焼入性を非常に高め、ベースプレート及び粗粒状H
AZ双方の上部ベイナイトの形成を抑えることによりラスマルテンサイト、下部ベ
イナイト、及びフェライトの鋼ミクロ構造の形成を促進し得る。このためには、
一般的には少なくとも約0.0004wt％のBを必要とする。ホウ素が本発明の鋼に添加される場合、約0.0006wt％〜約0.0020wt％が好ましく、約0.0010wt％の上限が
更に好ましい。しかしながら、ホウ素は、鋼中の他の合金が十分な焼入性及び所
望のミクロ構造を与える場合には必要な添加でなくてもよい。本発明の鋼中の特性のこの協調しない組合わせは低コストを与え、ある種の極
低温操作の技術、例えば、低温での天然ガスの貯蔵と輸送を可能にする。これら
の新規な鋼は、一般的にははるかに高いニッケル含量(約9wt％まで)が必要でありかつ強度が非常に低い(約830MPa(120ksi)未満)市販の最新技術の鋼より極低温
用途の材料コストにかなりの節約を与え得る。化学及びミクロ構造設計は、DBTT
を下げるために及び約2.5cm(1インチ)を超える断面の厚さの厚み全体に一様な機
械的性質を与えるために用いられる。これらの新規な鋼のニッケル含量は、好ま
しくは約3wt％より低く、引張強さは830MPa(120ksi)より大きく、好ましくは約8
60MPa(125ksi)より大きく、更に好ましくは約900MPa(130ksi)より大きく、延性-
脆性遷移温度(DBTT)が約-73℃(-100°F)より低く、DBTTにおける靭性が優れる。
これらの新規な鋼の引張強さは、約930MPa(135ksi)より大きく、又は965MPa(140
ksi)より大きく、又は約1000MPa(145ksi)より大きい。これらの鋼のニッケル含量は、溶接後の性能を高めることが所望される場合には約3wt％よりも多く増加される。ニッケルを各々1wt％添加すると、鋼のDBTTを約10℃(18°F)だけ下げる
と予想される。ニッケル含量は、好ましくは9wt％未満、更に好ましくは約6wt％
未満である。ニッケル含量は、鋼のコストをできるだけ抑えるためにできるだけ
少なくすることが好ましい。上記本発明を1以上の好適実施態様によって記載してきたが、前述の特許請求の範囲に示される本発明の範囲から逸脱することなく他の変更を行うことができ
ることは理解されなければならない。

【００３２】用語解説: Ac₁変態点: 加熱中にオーステナイトが形成し始める温度; Ac₃変態点: 加熱中にフェライトのオーステナイトへの変態が完了する温度; Al₂O₃: 酸化アルミニウム; Ar₃変態点: 冷却中にオーステナイトがフェライトに変態し始める温度; BCC: 体心立方; 冷却速度: 板厚の中心、又は実質的に中心の冷却速度; CRSS(臨界分解せん断応力): 変形時に転位が交差すべりし得る容易さに感受性
のある鋼の固有の性質、即ち、交差すべりしやすい鋼のCRSSは小さいので、DBTT
が低い; 極低温: 約-40℃(-40°F)より低い温度; DBTT(延性-脆性遷移温度): 構造鋼の2つの破壊様式を示す; DBTTよりも低い温
度では低エネルギーへき開(脆性)破壊による破損が生じる傾向があり、DBTTより
高い温度では高エネルギー延性破壊による破損が生じる傾向がある; FCC: 面心立方; 結晶粒: 多結晶性材料における個々の結晶;

【００３３】結晶粒界: 一方の結晶方位からもう一方の方位への遷移に対応し、よって一方
の結晶粒がもう一方の結晶粒から分かれる金属の狭い帯域; 硬化粒子: ε-銅、Mo₂C、又はニオブとバナジウムの炭化物と炭窒化物の1種以
上; HAZ: 熱影響部; HIC: 水素誘起亀裂; 大傾角境界: 大傾角結晶粒界として効果的に振舞う境界、即ち、亀裂又は破壊
の広がりをゆがめる傾向があるので、破壊経路のくねりを生じる境界; 大傾角結晶粒界: 結晶方位が約8°を超える角度だけ異なる2つの隣接した結晶
粒が分かれる結晶粒界; HSLA: 低合金高張力; 相互に臨界的に再熱した: ほぼAc₁変態点からほぼAc₃変態点までの温度に加熱
(又は再熱); 低合金鋼: 鉄及び約10wt％未満の全合金添加剤を含む鋼; 低入熱溶接: 約2.5kJ/mm(7.6kJ/インチ)までのアークエネルギーによる溶接; MA: マルテンサイト-オーステナイト;

【００３４】 Mo₂C: 炭化モリブデンの形; M_s変態点: 冷却中にオーステナイトのマルテンサイトへの変態が始まる温度; 主として: 本発明を記載するのに用いられるように、少なくとも約50体積％を
意味する; 前オーステナイト結晶粒度: オーステナイトが再結晶しない温度範囲において
圧延する前の熱間圧延した鋼板の平均オーステナイト結晶粒度; 焼入れ: 本発明を記載するのに用いられるように、空気冷却とは反対に鋼の冷
却速度を速める傾向を選択した液体が用いられる手段による加速冷却; 焼入停止温度(QST): 熱が板厚の中央から伝えられることから焼入れを停止した後に板の表面に達した最高、又は実質的に最高の温度; スラブ: 寸法が任意の一枚の鋼; Sv: 鋼板における単位体積あたりの高角境界の全界面領域; 引張強さ: 引張試験において、最大引張荷重と原断面積との比; TiC: 炭化チタン; TiN: 窒化チタン; T_nr温度: オーステナイトが再結晶しない温度; TMCP: 加工熱的に制御した圧延処理。

【図面の簡単な説明】

【図１Ａ】本発明の再熱後の鋼スラブにおけるオーステナイト結晶粒度の概略図である。

【図１Ｂ】本発明による、オーステナイトが再結晶する温度範囲での熱間圧延後で、オー
ステナイトが再結晶しない温度範囲での熱間圧延前の鋼スラブにおける前オース
テナイト結晶粒度(用語解説を参照されたい)の概略図である。

【図１Ｃ】本発明のTMCPの完了時に鋼板の、厚み全体方向に効果的な非常に微細な結晶粒
度を有するオーステナイトの伸長したパンケーキ結晶粒構造の概略図である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (81)指定国ＥＰ(ＡＴ，ＢＥ，ＣＨ，ＣＹ，ＤＥ，ＤＫ，ＥＳ，ＦＩ，ＦＲ，ＧＢ，ＧＲ，ＩＥ，ＩＴ，ＬＵ，ＭＣ，ＮＬ，ＰＴ，ＳＥ)，ＯＡ(ＢＦ，ＢＪ，ＣＦ，ＣＧ，ＣＩ，ＣＭ，ＧＡ，ＧＮ，ＭＬ，ＭＲ，ＮＥ，ＳＮ，ＴＤ，ＴＧ)，ＡＰ(ＧＨ，ＧＭ，ＫＥ，ＬＳ，ＭＷ，ＳＤ，ＳＺ，ＵＧ，ＺＷ)，ＥＡ(ＡＭ，ＡＺ，ＢＹ，ＫＧ，ＫＺ，ＭＤ，ＲＵ，ＴＪ，ＴＭ)，ＡＬ，ＡＭ，ＡＴ，ＡＵ，ＡＺ，ＢＡ，ＢＢ，ＢＧ，ＢＲ，ＢＹ，ＣＡ，ＣＨ，ＣＮ，ＣＵ，ＣＺ，ＤＥ，ＤＫ，ＥＥ，ＥＳ，ＦＩ，ＧＢ，ＧＥ，ＧＨ，ＧＭ，ＧＷ，ＨＵ，ＩＤ，ＩＬ，ＩＳ，ＪＰ，ＫＥ，ＫＧ，ＫＰ，ＫＲ，ＫＺ，ＬＣ，ＬＫ，ＬＲ，ＬＳ，ＬＴ，ＬＵ，ＬＶ，ＭＤ，ＭＧ，ＭＫ，ＭＮ，ＭＷ，ＭＸ，ＮＯ，ＮＺ，ＰＬ，ＰＴ，ＲＯ，ＲＵ，ＳＤ，ＳＥ，ＳＧ，ＳＩ，ＳＫ，ＳＬ，ＴＪ，ＴＭ，ＴＲ，ＴＴ，ＵＡ，ＵＧ，ＵＺ，ＶＮ，ＹＵ，ＺＷ (72)発明者バンガルナラシムハラオヴィーアメリカ合衆国ニュージャージー州 08801 アナンデイルリヴィアコート５Ｆターム(参考） 4K032 AA01 AA02 AA04 AA05 AA11 AA14 AA15 AA16 AA17 AA19 AA21 AA22 AA24 AA31 AA35 AA36 BA01 CA01 CA02 CB01 CB02 CD03 CF01 CF02

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】ミクロ構造が主として焼戻された微粒状ラスマルテンサイト
、焼戻された微粒状下部ベントナイト、又はその混合物を含む鋼板の調製方法で
あって、 (a) 鋼スラブを(i) 前記鋼スラブを実質的にホモジェナイズする、(ii) 前記鋼スラブ中にニオブとバナジウムの炭化物と炭窒化物を実質的に全て溶解する、及
び(iii) 前記鋼スラブ中に初期オーステナイト微粒をつくるのに十分高い再熱温
度まで加熱する工程; (b) 前記鋼スラブを加工してオーステナイトが再結晶する第1温度範囲の熱間圧延に1回以上通過させて鋼板を形成する工程; (c) ほぼT_nr温度より低くほぼAr₃変態点より高い第2温度範囲の熱間圧延に1回以
上通過させて前記鋼板を更に加工する工程; (d) 前記鋼板をほぼM_s変態点＋200℃(360°F)より低い焼入停止温度まで約10℃/
sec〜約40℃/sec(18°F/sec〜72°F/sec)の冷却速度で焼入れする工程; (e) 前記焼入れを停止する工程; (f) 前記鋼板を約400℃(752°F)からほぼAc₁変態点までの焼戻し温度で硬化粒子
の析出を十分引き起こすだけの時間焼戻して前記鋼板の前記ミクロ構造の主とし
て焼戻された微粒状ラスマルテンサイト、焼戻された微粒状下部ベイナイト、又
はその混合物への変態を促進する工程を含む、前記方法。
【請求項２】工程(a)の前記再熱温度が約955℃〜約1065℃(1750°F〜1950
°F)である、請求項1記載の方法。
【請求項３】工程(a)の前記初期オーステナイト微粒の結晶粒度が約120ミ
クロン未満である、請求項1記載の方法。
【請求項４】約30％〜約70％の前記鋼スラブの厚さの減少が工程(b)で生じる、請求項1記載の方法。
【請求項５】約40％〜約80％の前記鋼板の厚さの減少が工程(c)で生じる、請求項1記載の方法。
【請求項６】前記鋼板を前記焼入停止温度から周囲温度まで空気冷却した
後に前記鋼板を工程(f)で焼戻す工程を更に含む、請求項1記載の方法。
【請求項７】工程(a)の前記鋼スラブが鉄及び下記の合金元素: C 約0.04％〜約0.12％、 Ni 少なくとも約1％、 Cu 約0.1％〜約1.5％、 Mo 約0.1％〜約0.8％、 Nb 約0.02％〜約0.1％、 Ti 約0.008％〜約0.03％、 Al 約0.001％〜約0.05％、及び N 約0.002％〜約0.005％を指定した重量％で含む、請求項1記載の方法。
【請求項８】前記鋼スラブがNi約6wt％未満を含む、請求項7記載の方法。
【請求項９】前記鋼スラブがNi約3wt％未満を含み、Mn約0.5wt％〜約2.5w
t％を更に含む、請求項7記載の方法。
【請求項１０】前記鋼スラブが(i) Cr約1.0wt％まで、(ii) Si約0.5wt％まで、(iii) V約0.1wt％まで、及び(iv) Mn約2.5wt％までからなる群より選ばれ
た少なくとも1種の添加剤を更に含む、請求項7記載の方法。
【請求項１１】前記鋼スラブがB約0.0004wt％〜約0.0020wt％を更に含む、請求項7記載の方法。
【請求項１２】工程(f)の焼戻し後、前記鋼板のDBTTが前記鋼板及びそのH
AZ双方において約-73℃(-100°F)より低く、引張強さが830MPa(120ksi)より大き
い、請求項1記載の方法。
【請求項１３】前記鋼板が工程(f)の焼戻し後の焼戻された微粒状ラスマルテンサイトを実質的に100％含む、請求項1記載の方法。
【請求項１４】 DBTTが前記鋼板及びそのHAZ双方において約-73℃(-100°F
)より低く、引張強さが830MPa(120ksi)より大きく、ミクロ構造が主として焼戻された微粒状ラスマルテンサイト、焼戻された微粒状下部ベイナイト、又はその
混合物を含む鋼板であって、鉄及び下記の合金元素: C 約0.04％〜約0.12％、 Ni 少なくとも約1％、 Cu 約0.1％〜約1.5％、 Mo 約0.1％〜約0.8％、 Nb 約0.02％〜約0.1％、 Ti 約0.008％〜約0.03％、 Al 約0.001％〜約0.05％、及び N 約0.002％〜約0.005％を指定した重量％で含む再熱した鋼スラブから製造される、前記鋼板。
【請求項１５】前記鋼スラブがNi約6wt％未満を含む、請求項14記載の鋼板。
【請求項１６】前記鋼スラブがNi約3wt％未満を含み、Mn約0.5〜約2.5wt ％を更に含む、請求項14記載の鋼板。
【請求項１７】 (i) Cr約1.0wt％まで、(ii) Si約0.5wt％まで、(iii) V約
0.1wt％まで、及び(iv) Mn約2.5wt％までからなる群より選ばれた添加剤の少なくとも1種を更に含む、請求項14記載の鋼板。
【請求項１８】 B約0.0004〜約0.0020wt％を更に含む、請求項14記載の鋼板。
【請求項１９】 Ni少なくとも1.0wt％及びCu少なくとも約0.1wt％を添加す
るとともにBCC安定化元素の添加を実質的にできるだけ少なくすることにより鋼板のHAZにおいて約-73℃(-100°F)より低いDBTTを得る方法。