JP2002534601A - 優れた極低温靭性を持つ超高強度のオースエージング処理された鋼 - Google Patents

優れた極低温靭性を持つ超高強度のオースエージング処理された鋼

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Abstract

(57)【要約】 基板および溶接した際の溶接熱影響部(HAZ)における、優れた極低温靭性をもつ、超高強度、溶接性、低合金鋼であって、約830MPa (120 ksi)を越える引張り強さおよび(i) 支配的に細粒低ベイナイト、細粒ラスマルテンサイト、微粒状ベイナイト(FGB)、またはこれらの混合物、および(ii) 約10容量%までの残留オーステナイトを含むミクロ組織を有する、該低合金鋼を、鉄と、炭素、マンガン、ニッケル、窒素、銅、クロム、モリブデン、珪素、ニオブ、バナジウム、チタン、アルミニウム、およびホウ素の幾つかまたは全てを、指定された質量%にて含む鋼スラブを加熱し、該スラブを、オーステナイトが再結晶化する温度範囲における、１またはそれ以上のパスにおいて圧下して、鋼板を形成し、該オーステナイトの再結晶化温度以下であって、かつ該Ar3変態点以上の温度範囲における、１またはそれ以上のパスにおいて該鋼板を仕上げ圧延加工に付し、該仕上げ圧延処理した鋼板を、適当な急冷停止温度(QST)まで急冷し、該急冷を停止し、空冷前に、所定期間に渡り、該鋼板を該QSTにて実質的に等温的に維持するか、あるいは該鋼板を徐冷し、または該鋼板を周囲温度まで単に空冷することによって調製する。

Description

【発明の詳細な説明】
【０００１】
【技術分野】
本発明は、基板および溶接する際に熱の影響を受ける帯域(HAZ)両者における、
優れた極低温靭性を持つ、超高強度、溶接性、低合金鋼板に関するものである。更に
、本発明は、このような鋼板を製造する方法にも関連する。
【０００２】
【背景技術】
明細書の以下の説明において、様々な用語を定義する。便宜的に、本明細書の図
面の簡単な説明の前に、用語解説を与える。 しばしば、極定温、即ち約-40℃(-40°F) 未満の温度において、加圧された揮発
性流体を貯蔵し、かつ輸送する必要がある。例えば、約1035kPa(150psia)〜約7590
kPa(1100psia)なる広範囲の圧力および約-123℃(-190°F)〜約-62℃(-80°F)な
る温度範囲にて、加圧液化天然ガス(PLNG)を貯蔵し、かつ輸送するための容器に対
する需要がある。また、高い蒸気圧を有する他の揮発性流体、例えばメタン、エタン
およびプロパンを、極定温において、安全かつ経済的に貯蔵し、かつ輸送するため
の容器に対する需要がある。溶接された鋼で製造されるこのような容器にとって、
該鋼は該流体の圧に耐えるのに十分な強度および該ベース鋼および該HAZ両者に
おける、操作条件下での破損即ち破壊事象の発生を防止するのに十分な靭性を持
つ必要がある。 延性-脆性遷移温度(DBTT)は、構造用鋼材において、2つの破壊規則性を描写する。
このDBTT以下の温度において、該鋼における破損は、低エネルギーヘキ開(脆性)破
壊によって生じる傾向があり、一方該DBTTを越える温度においては、該鋼における
破壊は、高エネルギー延性破壊によって発生する傾向がある。上記の極低温用途お
よびその他の負荷を受ける極低温で使用するための、貯蔵および輸送容器の製造
に使用される溶接された鋼は、該ベース鋼および該HAZ両者において、使用温度を
十分に下回るDBTTを有し、結果として低エネルギーヘキ開破壊を防止する必要が
ある。
【０００３】 従来極低温構造用用途に対して使用されたニッケル含有鋼、例えば約3質量%を
越えるニッケル含有率をもつ鋼は、低いDBTTを有するが、比較的低い引張り強さを
も有している。典型的に、市販品として入手できる3.5質量%のNi、5.5質量%のNiお
よび９質量%のNiを含む鋼は、夫々約-100℃(-150°F)、-155℃(-250°F)および-17
5℃(-280°F)なるDBTTおよび夫々約485MPa(70ksi)、620MPa(90ksi)および830MPa(
120ksi)までの引張り強さを有している。これらの強度と靭性との組み合わせを達
成するためには、これら鋼は、一般的に経費のかさむ加工、例えば二重アニール処
理に付される。極低温用途の場合、工業的には一般的に、低温において良好な靭性
を持つことから、これら市販のニッケル含有鋼を使用しているが、比較的低い引張
り強さにて設計しなければならない。これらの設計は、一般的に負荷のかかる極低
温用途に対しては、過度の厚みをもつ鋼を必要とする。かくして、負荷のかかる極
低温用途における、これらニッケル含有鋼の使用は、必要とされる鋼の厚みとの関
連で、該鋼の高いコストのために、経費増になる傾向がある。
【０００４】 他方、幾つかの市販品として入手できる、最新の、低および中炭素高強度、低合金
(HSLA)鋼、例えばAISI4320または4330鋼は、優れた引張り強さ(例えば、約830MPa(1
20ksi)および低コストをもたらす可能性があるが、一般におよび特に溶接熱に影
響される領域(HAZ)における、比較的高いDBTTをもつという欠点がある。一般に、こ
れら鋼を使用した場合、引張り強さの増加に伴って、溶接性および低温靭性が減少
する傾向がある。このために、一般的に市販品として入手できる、最新のHSLA鋼は、
一般的に極低温用途用材料とは考えられていない。これら鋼における、該HAZの高
いDBTTは、粗粒および臨界間(intercritically)再加熱HAZ、即ちほぼ該Ac1変態温
度から、ほぼ該Ac3変態点までの温度にて加熱されたHAZにおける、溶接熱サイクル
により生じる、望ましからぬミクロ組織の形成によるものである。(これらについ
ては、Ac1およびAc3変態点に関する用語解説を参照のこと)。DBTTは、該HAZにおけ
る、粒径の増加およびミクロ組織構成成分、例えばマルテンサイト-オーステナイ
ト(MA)アイランドの脆弱化に伴って有意に増大する。例えば、オイルおよびガス輸
送用の、最新のHSLA鋼、X100ラインパイプにおけるHAZに対する該DBTTは、約-50℃(
-60°F)よりも高い。新規な鋼を開発するための、エネルギー貯蔵および輸送分野
における、かなりの外的誘因がある。該新規な鋼は、上記市販のニッケル含有鋼の
低温靭性特性と、該HSLA鋼の高強度かつ低コスト特性との組み合わせを有し、しか
も優れた溶接性および所定の厚断面能(thick section capability)、即ち特に約2
5mm(1インチ)以上の厚みにおいて、実質的に所定のミクロ組織および特性(例えば
、強度および靭性)を与える能力をもたらす。
【０００５】 非-極低温用途において、多くの市販品として入手できる最新の低および中炭素
HSLA鋼は、高強度におけるその比較的低い靭性のために、その強度の一部のみを持
つように設計され、あるいはまた許容される靭性を達成するために、より低い強度
を持つように処理されている。工学的用途においては、これら方法は、大きな断面
厚に導き、従って該HSLA鋼の高強度性能を十分に利用できる場合よりも、より高い
成分重量および最終的により高いコストに導く。幾つかの重要な用途、例えば高性
能のギアにおいて、約3質量%を越えるNiを含む鋼(例えば、AISI 48XX、SAE 93XX等)
が、十分な靭性を維持するために、利用される。この方法は、該HSLA鋼の優れた強度
を利用するために、実質的なコスト増を招く。標準的な市販のHSLA鋼の使用に伴う
付随的な問題は、特に低熱入力(low heat input)溶接を利用する場合の、該HAZの
水素誘発亀裂である。 低合金鋼においては、高強度および超高強度における、低コストでの靭性の増強
に対する、重大な経済的誘因があり、また明らかな技術的需要がある。特に、工業的
な極低温用途において利用するための、横方向(横方向の定義については、用語解
説を参照のこと)においてテストした場合の基板および該HAZ両者において、超高
強度、例えば約830MPa (120ksi)を越える引張り強さをもち、かつ優れた極低温靭
性、例えば約-62℃(-80°F)未満のDBTT有する、妥当な価格の鋼に対する需要があ
る。
【０００６】 結局、本発明の主な目的は、以下の3つの主な領域における、極低温での利用性に
関して、該最新のHSLA鋼技術を改良することにある：(i) 横方向における、該ベー
ス鋼および該溶接HAZのDBTTを、約-62℃(-80°F)未満に減じ、(ii) 約830MPa(120k
si)を越える、引張り強さを達成し、かつ(ii) 優れた溶接性を与える。本発明の他
の目的は、厚断面能、好ましくは約25mm(1インチ)以上の厚みをもつ、上記のHSLA鋼
を得ること、および一般的に工業的に利用できる加工技術を利用して、工業的な極
低温加工におけるこれら鋼の使用を工業的に実施可能とすることにある。
【０００７】
【発明の開示】
本発明の上記目的に従い、加工法が提供され、該方法において、所定の化学的性
質を持つ、低合金鋼スラブを、適当な温度まで再加熱し、次いで熱間圧延して、鋼板
を形成し、該熱間圧延(hot rolling)の終了時点において、適当な液体、例えば水で
、適当な急冷停止温度(Quench Stop Temperature) (QST)まで急冷して、(i) 支配
的に細粒低ベイナイト、細粒ラスマルテンサイト、微粒状ベイナイト(FGB)、または
これらの混合物、および(ii) 約10容量%までの残留オーステナイトを含むミクロ
組織を生成する。本発明の該FGBは、主成分としての(少なくとも約50容量％)、ベイ
ナイト性フェライトおよび少量成分(約50容量％未満)としての、マルテンサイト
と残留オーステナイトとの混合物の粒子を含む凝集体である。本発明の説明およ
び特許請求の範囲において使用する用語「支配的な」、「支配的」および「主な」は、全
て少なくとも約50容量％を意味し、また「少量」とは約50容量％未満を意味する。
【０００８】 本発明の加工工程に関連して、幾つかの態様においては、適当なQSTとは、周囲温
度である。他の態様において、適当なQSTとは、周囲温度よりも高い温度であり、ま
た急冷は、以下において一層詳細に説明するように、周囲温度までの適当な穏やか
な冷却を伴う。更に別の態様において、適当なQSTとは、周囲温度以下であり得る。
本発明の一態様において、適当なQSTまでの急冷に引き続き、該鋼板は、周囲温度ま
で空冷することによって、徐々に冷却される。もう一つの態様において、該鋼板は、
約5分間まで、該QSTにおいて実質的に等温的に維持した後に、周囲温度まで空冷さ
れる。更に別の態様では、該鋼板は、約5分間まで、約1.0℃/秒(1.8°F/秒)未満の速
度にて、徐々に冷却され、次いで周囲温度まで空冷される。本発明の説明において
使用する用語「急冷」とは、周囲温度まで該鋼を空冷するのとは逆に、任意の手段、
例えば該鋼の冷却速度を高める傾向をもつことから選択された流体を利用して、
強制的に冷却することを意味する。 本発明に従って加工される鋼のスラブは、通常の方法で製造され、また一態様に
おいては、鉄および好ましくは以下の表1に指定した質量範囲で、以下の合金元素
を含む。
【０００９】
【表１】
【００１０】 クロム(Cr)が、しばしば該鋼に添加され、その量は好ましくは約1.0質量%まで、お
よびより好ましくは約0.2質量%〜約0.6質量%である。 珪素(Si)が、しばしば該鋼に添加され、その量は好ましくは約0.5質量%まで、より
好ましくは約0.01質量%〜約0.5質量%、およびより一層好ましくは約0.05質量%〜
約0.1質量%である。 この鋼は、好ましくは少なくとも約1質量%のニッケルを含む。この鋼のニッケル
含有率は、必要ならば約3質量%まで増やして、溶接後の性能を高めることができる
。ニッケルの各1質量%の添加は、該鋼のDBTTを約10℃(18°F)だけ下げることが期
待される。ニッケル含有率は、好ましくは9質量%未満、より好ましくは約6質量%未
満である。好ましくは、ニッケル含有率を最小化して、該鋼のコストを最低にする。
ニッケル含有率が、約3質量%を超えて増大した場合、マンガンの含有率を、約0.5質
量%以下から0.0質量%まで減じることができる。 ホウ素(B)が、しばしば該鋼に添加され、その量は好ましくは約0.0020質量%まで
、およびより好ましくは約0.0006質量%〜約0.0015質量%である。 更に、その他の成分は、該鋼において実質的に最小化することが好ましい。リン(
P)の含有率は、好ましくは約0.01質量%未満である。硫黄(S)の含有率は、好ましく
は約0.004質量%未満である。酸素(O)の含有率は、好ましくは約0.002質量%未満で
ある。
【００１１】 本発明において得られる特定のミクロ組織は、加工される該低合金鋼スラブの
化学的組成および該鋼を加工する際に行う実際の加工工程両者に依存する。例え
ば、得られる幾つかの特定のミクロ組織は以下の通りであるが、本発明はこれらに
よって何等制限されない。一態様において、主に、細粒低ベイナイト、細粒ラスマ
ルテンサイト、またはこれらの混合物、および約10容量%までの残留オーステナイ
トフィルム層、好ましくは約1容量％〜約5容量％の残留オーステナイトフィルム
層を含む、微細-積層ミクロ組織を提供する。この態様における他の成分は、微粒状
ベイナイト(FGB)、多角形フェライト(PF)、変形フェライト(DF)、アシキュラフェラ
イト(AF)、上部ベイナイト(UB)、変性上部ベイナイト(DUB)等を含み、これらは全て
当業者には馴染みの深いものである。この態様は、一般に約930MPa(135ksi)を越え
る引張り強さを与える。本発明の更に別の態様では、適当なQSTまでの急冷および
これに続く周囲温度までの適当な穏やかな冷却後に、該鋼板は、支配的にFGBを含
むミクロ組織を有する。このミクロ組織を構成するその他の成分は、細粒ラスマル
テンサイト、細粒低ベイナイト、残留オーステナイト(RA)、PF、DF、AF、UB、DUB等を含
むことができる。この態様は、一般的に本発明の低い範囲の引張り強さ、即ち約830
MPa(120ksi)以上の引張り強さを与える。本明細書においてより詳細に議論される
ように、該鋼の化学的性質によって規定される因子(本明細書および用語解説にお
いて更に議論されるように)である、Ncの値も、本発明の鋼の強度および厚断面能、
並びに該ミクロ組織に強い影響を与える。
【００１２】 また、上記本発明の目的と一致して、本発明により加工した鋼は、厚み約25mm(1
インチ)またはそれ以上を有する(これにより本発明は限定されない)鋼板につい
て、該鋼が以下の諸特徴をもつ点において、多くの極低温用途に特に適している。(
i) ベース鋼の横方向においておよび溶接したHAZにおいて、約-62℃(-80°F)未満
、好ましくは約-73℃(-100°F)未満、より好ましくは約-100℃(-150°F)未満およ
びより一層好ましくは約-123℃(-190°F)未満のDBTT、(ii) 約830MPa(120ksi)を
越え、好ましくは約860MPa(125ksi)を越え、より好ましくは約900MPa(130ksi)を越
えおよびより一層好ましくは約1000MPa(145ksi)を越える引張り強さ、(iii) 優れ
た溶接性、および(iv) 標準的な、市販品として入手できるHSLA鋼を越えて改善さ
れた靭性。
【００１３】
【発明を実施するための最良の形態】
本発明の利点は、以下の詳細な説明および添付図を参照することによって、より
一層良く理解されるであろう。以下、本発明をその好ましい態様に関連して説明す
るが、本発明は、これらに制限されないものと理解すべきである。逆に、本発明は上
記特許請求の範囲によって規定される、本発明の精神並びに範囲内に入る、あらゆ
る変更、改良および等価物をも含むものである。 本発明は、上記要件を満たす新規なHSLA鋼の開発に関連する。本発明は、鋼の化
学的性質と、内部のおよびミクロ組織的な強化を行って、DBTTを低下すると共に、
高い引張り強さにおける靭性を高めるための加工との、新規な組み合わせに基づ
くものである。内部の強化は、本明細書に詳細に記載されるように、該鋼中の重要
な合金化元素の慎重な釣り合わせによって達成される。ミクロ組織的な強化は、極
めて微細な有効粒径を達成し、かつ微細-積層ミクロ組織形成を促進することによ
りもたらされる。 微細な有効な粒径は、本発明においては２つの方法で達成される。先ず、以下に
詳細に説明するように、熱機械的に制御された圧延加工(「TMCP」)を利用して、該TM
CP加工中の圧延の終了時点において、オーステナイト内に微細なパンケーキ構造
を確立する。これは、本発明における全体としてのミクロ組織改善の、重要な第一
の工程である。第二に、オーステナイトパンケーキの更なる改善は、該オーステナ
イトパンケーキの、微細-積層構造、FGBまたはこれらの混合物パケットへの変態を
通して達成される。本発明を説明するに際して使用する、「有効な粒径」とは、本発
明に従う該TMCPにおける、圧延完了の際の、オーステナイトパンケーキの平均の厚
みを意味し、また該オーステナイトパンケーキの、夫々微細-積層構造またはFGBの
パケットへの変態完了時点における、平均パケット幅または平均粒径を意味する。
以下において更に論じるように、図３CのD'''は、本発明のTMCP加工における圧延
の完了時点におけるオーステナイトパンケーキの厚みを示す。パケットは、該オー
ステナイトパンケーキの内側を形成する。パケット幅は、これら図には示されてい
ない。この組み合わせ法は、特に本発明の鋼板の、厚さを貫通する方向(貫厚方向)
において、極めて微細な有効粒径を与える。
【００１４】 次に、図２Bを参照すると、本発明による支配的に微細-積層ミクロ組織を有する
鋼では、該支配的に微細-積層ミクロ組織は、細粒低ベイナイトまたは細粒ラスマ
ルテンサイトまたはこれらの混合物の交互ラス28および残留オーステナイトフィ
ルム層30で構成される。好ましくは、該残留オーステナイトフィルム層30の平均の
厚みは、該ラス28の平均厚さの約10%未満である。より一層好ましくは、該残留オー
ステナイトフィルム層30の平均の厚みは、約10nmであり、かつ該ラス28の平均の厚
みは、約0.2μである。細粒ラスマルテンサイトおよび細粒低ベイナイトは、数種の
同様に配向したラスからなる該オーステナイトパンケーキ内の、パケット中に見
られる。典型的には、パンケーキ中に少なくとも一つのパケットがあり、パケット
自体は約5〜8のラスで構成される。隣接パケットは、高角度境界(high angle boun
dary)で分離されている。該パケットの幅は、これら構造における該有効粒径であ
り、またこれはヘキ開破断抵抗および該DBTTに有意な影響を与え、より小さなパケ
ット幅は、低いDBTTを与える。本発明において、好ましい平均パケット幅は、約5μ
未満であり、より好ましくは約3μ未満であり、またより一層好ましくは約2μ未満
である(「高角度境界」の定義に関する用語解説を参照のこと)。
【００１５】 図２Cを参照すると、本発明の鋼の支配的なまたは少量成分であり得る、該FGBミ
クロ組織が、模式的に描かれている。本発明のこのFGBは、主成分としてのベイナイ
ト性フェライト21および少量成分としての、マルテンサイトおよび残留オーステ
ナイトの混合物粒子23を含む凝集体である。本発明のFGBは、上記の細粒ラスマル
テンサイトおよび細粒低ベイナイトミクロ組織の平均パケット幅と類似した極め
て微細な粒径を有する。このFGBは、本発明の鋼における、該QSTへの急冷中および/
またはQSTでの等温的な維持および/または該QSTからの緩慢な冷却中に、特に≧25
mmの厚い板の中心部において、該鋼における全体としての合金化が緩慢である場
合、および/または該鋼が十分に「有効な」ホウ素、即ち酸化物および/または窒化物
中に組み込まれていないホウ素を含まない場合に、形成される可能性がある。これ
ら例において、また急冷の冷却速度および全体的な鋼板の化学的性質に依存して、
FGBは少量成分または支配的な成分として生成し得る。本発明において、該FGBの好
ましい平均粒径は、約3μ未満、より好ましくは約2μ未満、より一層好ましくは約1
μ未満である。該ベイナイト性フェライト21の隣接粒子は、高角度境界27を形成し
、そこで該粒界は、結晶学的な配向が典型的には約15°を越えて異なっている、2つ
の隣接する粒子を分離しており、その結果これらの境界は、亀裂の曲げおよび亀裂
のねじりを高める際に極めて効果的である。(「高角度境界」の定義に関する用語解
説を参照のこと)。
【００１６】 本発明のFGBにおいて、該マルテンサイトは、好ましくは双晶を殆どまたは全く含
まない、低炭素(≦0.4質量%)の、転位した型のものであり、また分散された残留オ
ーステナイトを含む。このマルテンサイト/残留オーステナイトは、靭性およびDBT
Tにとって有利である。本発明のFGBにおけるこれら少量成分の量、容量%は、該鋼の
組成および/または加工法に依存するが、該FGBの、好ましくは約40容量%未満、より
好ましくは約20容量%未満およびより一層好ましくは約10容量%未満である。FGBの
該マルテンサイト/残留オーステナイト粒子は、該微細-積層ミクロ組織に関する
態様について上で説明したものと同様に、該FGB内で、付随的な亀裂の曲がりおよ
びねじれを与えるのに有効である。約690〜760MPa (100~110ksi)であると見積も
られた、本発明のFGBの強度は、該鋼の炭素含有率に依存して約930MPa (135ksi)を
超える値であり得る、細粒ラスマルテンサイトまたは細粒低ベイナイトの値より
大幅に低い。本発明においては、該鋼中における炭素含有率約0.030質量%〜約0.06
5質量%に対して、該ミクロ組織におけるFGBの量(厚みに対する平均)は、約930MPa
(135ksi)を超える該鋼板の強度に対して、好ましくは約40質量%未満に制限される
。
【００１７】 本発明においては、オースエージングを利用して、周囲温度にて該所定の残留オ
ーステナイトフィルム層の保持を促進することによって、該微細-積層ミクロ組織
の形成を容易にする。当業者には馴染み深いことである如く、オースエージングは
、オーステナイトの低ベイナイトおよび/またはマルテンサイトへの変態前に、適
当な熱処理によって、オーステナイトの熟成が促進される工程である。本発明にお
いて、適当なQSTへの該鋼板の急冷、これに続く周囲空気中での、または上記のよう
な他の徐冷手段による、周囲温度までの穏やかな冷却は、オースエージングを促進
するために利用される。当分野において、オースエージングがオーステナイトの熱
的な安定化を促進し、結果として引き続き該鋼を周囲温度または低温まで冷却す
る場合に、オーステナイトの保持に導くことは公知である。本発明の、該固有の鋼
の化学的性質と加工との組み合わせは、急冷を停止した後の、該ベイナイト変態に
対して十分な時間的な遅れを与え、該微細-積層ミクロ組織中における、該オース
テナイトフィルム層保持のために、該オーステナイトの十分な熟成を可能とする。
例えば、図１Aを参照すると、本発明により加工した鋼の一態様は、指示した温度範
囲(以下においてより詳細に説明する)における制御された圧延2に付され、次いで
該鋼は、該急冷開始点6から急冷停止点(即ち、QST)８まで、急冷４される。該急冷停
止点(QST)８において急冷を停止した後、(i) 一態様では、該鋼板は、所定時間、好
ましくは約５分間まで、該QSTにて実質的に等温的に維持され、次いで破線12で示
されるように、周囲温度まで空冷され、(ii) もう一つの態様では、該鋼板は、二点
鎖線11によって示されるように、該鋼板を周囲温度まで空冷する前に、約５分まで
約1.0℃/秒(1.8°F/秒)未満の速度にて、該QSTから徐冷し、(iii) 更に別の態様で
は、該鋼板を、点線10で示されるように、周囲温度まで空冷することができる。
【００１８】 種々の加工法の何れにおいても、オーステナイトフィルム層は、該低ベイナイト領
域14中の低ベイナイトラスおよび該マルテンサイト領域16中のマルテンサイトラ
スの形成後に、維持される。該上部ベイナイト領域18およびフェライト/パーライ
ト領域19は、好ましくは実質的に最小化されるか、あるいは回避される。次に図１B
を参照すると、本発明によって加工された鋼、即ち図１Aに従って加工された鋼と
は異なる化学的性質をもつ鋼に関するもう一つの態様は、指示された温度範囲(以
下により詳しく説明する)での制御された圧延２に付され、次いで該鋼は、該急冷
開始点６から、該急冷停止点(即ち、QST)８まで急冷４に付される。該急冷停止点(Q
ST)８にて急冷を停止した後、(i) 一態様では、該鋼板は、所定時間、好ましくは約
５分間まで、該QSTにて実質的に等温的に維持され、次いで破線12で示されるよう
に、周囲温度まで空冷され、(ii) もう一つの態様では、該鋼板は、二点鎖線11によ
って示されるように、該鋼板を周囲温度まで空冷する前に、約５分まで約1.0℃/秒
(1.8°F/秒)未満の速度にて、該QSTから徐冷し、(iii) 更に別の態様では、該鋼板
を、点線10で示されるように、周囲温度まで空冷することができる。これら態様の
何れにおいても、FGBは、該低ベイナイト領域14中の低ベイナイトラスおよび該マ
ルテンサイト領域16中のマルテンサイトラスの形成前に、FGB領域17中に維持され
る。該上部ベイナイト領域(図１Bには図示せず)およびフェライト/パーライト領
域19は、好ましくは実質的に最小化されるか、あるいは回避される。本発明の鋼に
おいて、促進されたオースエージングは、本明細書に記載した鋼の化学的性質と、
加工法との新規な組み合わせにより起こる。
【００１９】 該微細-積層ミクロ組織の、該ベイナイトおよびマルテンサイト成分並びに該残
留オーステナイト相は、細粒低ベイナイトおよび細粒ラスマルテンサイトの属性
である優れた強度および残留オーステナイトの優れたヘキ開破断抵抗を利用する
ように設計されている。該微細-積層ミクロ組織は、亀裂経路におけるねじれを実
質的に最大として、亀裂伝播抵抗を高め、かくして有意のミクロ組織の強化を達成
するように、最適化される。 このQSTは、また該Ms変態点以下であり得る。この場合、上記のようなオースエー
ジング現象は、依然として、該QSTにおけるオーステナイトの部分的なマルテンサ
イトへの変態の後に残されている、該オーステナイトに対して適用できる。他の場
合において、このQSTは、周囲温度またはそれ以下であり得、このような場合、ある
オースエージングは、このQSTまで急冷する際に、依然として起こり得る。一態様に
おいて、本発明の方法は、更に該鋼板を、該QSTから周囲温度まで空冷する工程を
含む。別の態様において、本発明の方法は、更に該鋼板を周囲温度まで空冷する前
に、該QSTにて実質的に等温的に該鋼板を維持する工程を含む。更に別の態様にお
いて、本発明の方法は、更に該鋼板を周囲温度まで空冷する前に、約５分まで約1.0
℃/秒(1.8°F/秒)未満の速度にて、該QSTから徐冷する工程を含む。この処理は、該
鋼板の、支配的に細粒ラスマルテンサイト、細粒低ベイナイト、FGBまたはこれらの
混合物を含むミクロ組織への変態を容易にする。(これについては、Tnr温度および
Ar3およびMs変態点の定義に関する用語解説を参照のこと)。
【００２０】 約930MPa (135 ksi)を越える高い強度および高い周囲並びに極低温靭性を保証
するために、本発明の鋼は、好ましくは細粒低ベイナイト、細粒ラスマルテンサイ
トまたはこれらの混合物および約10容量%までの残留オーステナイトフィルム層
を含む、支配的な微細-積層ミクロ組織を有する。より好ましくは、該ミクロ組織は
、少なくとも約60容量%〜約80容量%の細粒低ベイナイト、細粒ラスマルテンサイト
またはこれらの混合物を含む。より一層好ましくは、該ミクロ組織は、少なくとも
約90容量%の細粒低ベイナイト、細粒ラスマルテンサイトまたはこれらの混合物を
含む。該ミクロ組織の残部は、残留オーステナイト(RA)、FGB、PF、DF、AF、UB、DUB等を
含むことができる。低強度に対しては、即ち約930MPa (135 ksi)未満であるが、約8
30MPa (120 ksi)よりも高い強度に対して、該鋼は支配的にFGBを含むミクロ組織
をもつことができる。該ミクロ組織の残部は、細粒低ベイナイト、細粒ラスマルテ
ンサイト、RA、PF、DF、AF、UB、DUB等を含むことができる。本発明の鋼において、UB、双
晶マルテンサイトおよびMA等の脆弱化成分の形成を、実質的に最小化する(該ミク
ロ組織の約10容量%未満、より好ましくは約5容量%未満)にすることが好ましい。
【００２１】 本発明の一態様は、約2容量%〜約10容量%のオーステナイトフィルム層および
約90容量%〜約98容量%の支配的に細粒マルテンサイトおよび細粒低ベイナイトの
ラスを含む微細-積層ミクロ組織を有する鋼板を製造する方法を含み、この方法は
以下の諸工程を含む：(a) (i) 鋼スラブを実質的に均質化し、(ii) 該鋼スラブ中
の実質的に全ての、ニオブおよびバナジウムの炭化物および炭窒化物を溶解し、お
よび(iii) 該鋼スラブ内に、微細な初期オーステナイト粒子を生成させるのに十
分に高い、再加熱温度まで該鋼スラブを加熱する工程と、(b) オーステナイトを
再結晶化する第一の温度範囲での、1またはそれ以上の熱間圧延パスにおいて鋼板
を形成するために、該鋼スラブを圧下(reducing)する工程と、(c) ほぼTnr温度以
下であり、かつほぼAr3変態点以上の、第二の温度範囲での、1またはそれ以上の熱
間圧延パスにおいて、該鋼板を更に圧下する工程と、(d) 約10℃/秒〜約40℃/秒(
18°F/秒〜72°F/秒)なる冷却速度にて、ほぼMs変態点+100℃(180℃)以下であり、
かつほぼMs変態点以上の急冷停止温度まで、該鋼板を急冷する工程と、(e) 該急
冷を停止する工程とを含み、これら工程を、該鋼板の、約2容量％〜約10容量％のオ
ーステナイトフィルム層および約90容量％〜約98容量％の、支配的に細粒マルテ
ンサイトおよび細粒低ベイナイトのラスを含む、微細積層ミクロ組織への変態を
容易にするように実施することを特徴とする。
【００２２】 鋼スラブの加工 (1) DBTTの低下 低DBTT、例えば約-62℃(-80°F)未満のDBTTの、基板の横方向およびHAZ中での達
成は、極低温用途用の新規なHSLA鋼の開発にとって、重要な要件である。その技術
的要件は、現在のHSLA技術における該鋼の強度を維持し/高め、かつ特にHAZにおけ
るDBTTを低下することである。本発明は、破断抵抗に対する内部並びにミクロ組織
的な寄与両者を、以下に説明するように、該基板および該HAZにおける優れた極低
温特性をもつ、低合金鋼を製造するように変更するための、合金化と加工との組み
合わせを利用する。 本発明では、ミクロ組織的な強化は、該ベース鋼のDBTTを下げるために開発され
た。このミクロ組織的な強化は、前のオーステナイト粒径を改善し、熱機械的に制
御された圧延加工(TMCP)によって該粒子形態を改善し、および該微細粒子内に微
細-積層および/または微細な粒状ベイナイト(FGB)ミクロ組織を生成することか
らなり、これら工程は全て該鋼板中の、単位体積当たりの該高角度境界の界面領域
を高めることを目標としている。当業者には馴染み深いことであるように、本明細
書で使用する用語「粒子(grain)」とは、多結晶材料中の個々の結晶を意味し、また
本明細書で使用する用語「粒界」とは、一つの結晶学的な配向から他の配向への転
移、即ちある粒子から他の粒子への分離に対応する、ある金属中の狭い帯域を意味
する。本明細書で使用する用語「高角度粒界(high angle grain boundary)」とは、
結晶学的な配向が約8°を越えて異なる、2つの隣接する粒子を分離する粒界であ
る。また、ここで使用する用語「高角度境界または界面(high angle boundary or i
nterface)」とは、高角度粒界として効果的に挙動する、即ち亀裂または破断の伝播
を反らせる傾向があり、従って破断経路にねじれを誘発する境界または界面を意
味する。
【００２３】 TMCPから単位体積当たりの該高角度境界の全界面領域への寄与Sνは、以下の式
によって定義される： Sν=(1/d)(1+R+1/R)+0.63(r-30) ここで、dは、オーステナイトが再結晶化しない温度範囲における圧延前の熱間圧
延された鋼の、平均オーステナイト粒径(以前のオーステナイト粒径)であり、Rは、
圧下率(元の鋼スラブ厚み/最終的な鋼板の厚み)であり、およびrは、オーステナイ
トが再結晶化しない温度範囲における熱間圧延における該鋼の厚みにおける低下
率(%)である。 当分野において、鋼の該Sνが増大するのに伴って、該高角度境界における亀裂
の反りおよび付随する破断経路のねじれのために、該DBTTが減少することは周知
である。工業的なTMCPの実施において、Rの値は、所定の板厚に対して固定され、か
つrの値の上限は、典型的には75である。Rおよびrに対して固定された値を与える
ことにより、Sνは、上記式から明らかなように、dを減じることによってのみ、実質
的に高めることができる。本発明の鋼におけるdを減じるためには、Ti-Nb微量合金
化を、最適化されたTMCPの実施との組み合わせで利用する。熱間圧延/変形中の同
一の全圧下量に対して、初めからより微細なオーステナイト粒径をもつ鋼は、より
微細な最終的な平均オーステナイト粒径をもたらすであろう。従って、本発明にお
いて、Ti-Nb添加量は、低温再加熱に対して最適化され、かつTMCP中の、該所定のオ
ーステナイト粒子成長の阻害をもたらす。図3Aを参照すると、比較的低い再加熱温
度、好ましくは約955℃〜約1100℃(1750°F〜2012°F)の範囲の温度を使用して、
熱間変形前に、再加熱された鋼スラブ32'中に、先ず約120μ未満の平均オーステナ
イト粒径D'を達成する。
【００２４】 本発明による加工は、過度のオーステナイト粒子の成長を回避する。該成長は、従
来のTMCPにおいて、より高い再加熱温度、即ち約1100℃(2012°F)を越える温度を
使用した結果である。動的な再結晶化により誘発される粒子の改善を促進するた
めには、約10%を超える大きなパス当たりの圧下を、オーステナイトが再結晶化す
る温度範囲における熱間圧延中に、利用する。図3Bを参照すると、本発明による加
工は、オーステナイトが再結晶化する温度範囲における、熱間圧延(変形)後、かつ
オーステナイトが再結晶化しない温度範囲における熱間圧延前の、鋼スラブ32''
において、約50μ未満、好ましくは約30μ未満、より好ましくは約20μ未満および
より一層好ましくは約10μ未満の、平均の以前のオーステナイト粒径D''(即ち、d)
を与える。更に、厚みを貫通する方向における有効粒径の低下をもたらすためには
、好ましくは累積値で約70%を越える大きな圧下を、ほぼ上記Tnr温度以下であって
、かつ該Ar3変態温度を超える温度範囲にて実施する。図3Cを参照すると、本発明に
よるTMCPは、完成された圧延鋼板32'''中のオーステナイトにおける、長いパンケ
ーキ構造の形成に導き、該構造は、厚みを貫通する方向における極めて微細な有効
粒径D'''、例えば約10μ未満、好ましくは約8μ未満およびより一層好ましくは約5
μ未満、更に一層好ましくは約3μ未満の有効粒径D'''を有し、結果として高角度
境界の界面領域を高め、例えば当業者には理解されるであろうように、鋼板32'''
における単位体積あたり33なる値を与える。(これについては、「貫厚方向(through
-thickness direction)」の定義に関する用語解説を参照のこと)。
【００２５】 一般的に機械的特性における非対称性を最小化し、かつ横方向における靭性お
よびDBTTを高めるために、該オーステナイトパンケーキのアスペクト比、即ちパン
ケーキ長さ対パンケーキ厚みの平均の比を、最小化することが役立つ。本発明では
、上記のように、該TMCPパラメータを制御することによって、該パンケーキに関す
るアスペクト比を、好ましくは約100未満、より好ましくは約75未満、より一層好ま
しくは約50未満および更に一層好ましくは約25未満に維持する。 幾分詳細に説明すれば、本発明の鋼は、ここに記載するような所定の組成を持つ
スラブを形成し、該スラブを、約955℃〜約1100℃(1750-2012°F)、好ましくは約95
5℃〜約1065℃(1750-1950°F)なる温度に加熱し、該スラブを熱間圧延して、オー
ステナイトが再結晶化する第一の温度範囲、即ち該Tnr温度以上にて、約30%〜約70
%の圧下を与える1またはそれ以上のパスにおいて、鋼板を形成し、更に1またはそ
れ以上のパスにおいて、該鋼板を熱間圧延して、ほぼ該Tnr温度以下で、かつほぼ該
Ar3変態点以上の、第二の温度範囲にて、約40%〜約80%の圧下を与えることによっ
て調製される。
【００２６】 次いで、この熱間圧延した鋼板を、少なくとも約10℃/秒(18°F/秒)なる冷却速度
にて、約550℃(1022°F)以下の適当なQSTまで急冷し、この時点で該急冷を停止す
る。この急冷段階に対する該冷却速度は、好ましくは約10℃/秒(18°F/秒)よりも
高く、より一層好ましくは約20℃/秒(36°F/秒)よりも高い。本発明の一態様にお
けるこの冷却速度は、約10℃/秒〜約40℃/秒(18°F/秒-72°F/秒)であるが、これ
により本発明は何等限定されない。本発明の一態様において、急冷を停止した後、
図1Aおよび図1Bの点線10で示されたように、該鋼板を、該QSTから周囲温度まで空
冷する。本発明のもう一つの態様では、急冷を停止した後、図1Aおよび図1Bの破線1
2で示されたように、該鋼板を、所定期間、好ましくは約5分まで、該QSTにて実質的
に等温的に維持し、次いで周囲温度まで空冷される。図1Aおよび図1Bの二点鎖線11
で示されたように、更に別の態様では、該鋼板は、空冷よりも遅い速度にて、即ち約
1℃/秒(1.8°F/秒)より低い速度にて、好ましくは約5分まで、該QSTから徐冷され
る。
【００２７】 当業者には公知の任意の手段によって、例えば該鋼板上に加熱ブランケットを
配置することによって、この鋼板を、実質的に等温的に、該QSTにて維持することが
できる。急冷を停止した後、当業者には公知の任意の手段によって、例えば該鋼板
上に断熱ブランケットを配置することによって、この鋼板を、約1℃/秒(1.8°F/秒
)より低い速度にて、徐冷することができる。 当業者には理解されるであろうように、本明細書で使用する用語「厚みにおける
圧下率」とは、参照する圧下を受ける前の、該鋼スラブまたは板の厚みにおける減
少率(%)を意味する。説明のみの目的で、かつ本発明を何等限定することなしに、厚
み約254mm(10インチ)の鋼スラブを、第一の温度範囲にて、厚み約127mm(5インチ)
まで、約50%(50%減衰率)、次いで第二の温度範囲にて、厚み約25mm(1インチ)まで、
約80%(80%減衰率)圧下することができる。ここで使用する用語「スラブ」とは、任意
の寸法をもつ鋼片を意味する。
【００２８】 該鋼スラブを、好ましくは実質的に該スラブ全体、好ましくは該スラブ全体の温
度を、所定の再加熱温度まで挙げるために、適当な手段によって、例えば該スラブ
を所定期間炉内に入れることによって加熱する。本発明の範囲内の任意の鋼組成
に対して使用すべき特定の再加熱温度は、実験によりあるいは適当なモデルを使
用した計算によって、当業者は容易に決定できる。更に、実質的に該スラブ全体、好
ましくは該スラブ全体の温度を、所定の再加熱温度まで高めるのに必要な、該炉の
温度および再加熱時間は、標準的な工業的刊行物を参照することにより、当業者が
容易に決定することができる。
【００２９】 実質的に全ての該スラブに適用される該再加熱温度を除き、本発明の加工方法
を説明する際に参照する後の温度は、該鋼の表面で測定したものである。該鋼の表
面温度は、例えば光学的な高温計を使用して、あるいは該鋼の表面温度を測定する
のに適した任意の他のデバイスによって測定できる。ここで言及する冷却速度と
は、該板厚みの中心または実質的な中心におけるものであり、また急冷停止温度(Q
ST)とは、熱が該板の厚み中央部から伝達されるので、急冷を停止した後の、該板の
表面において到達した最高の、または実質的に最高の温度である。例えば、本発明
の鋼組成物の、実験的な加熱加工中、熱電対は、中心部温度を測定するために、該鋼
板厚みの中心部、または実質的な中心部に配置され、一方該表面温度は光学的な高
温計で測定される。中心温度と表面温度との相関関係を見出して、後に同一のまた
は実質的に同一の鋼組成物を加工する際に使用するように、中心温度を、表面温度
の直接的な測定によって決定できるようにする。また、所定の強制的な冷却速度を
達成するのに必要とされる温度および急冷液体の流量は、標準的な工業的刊行物
を参照することにより、当業者が容易に決定することができる。
【００３０】 本発明の範囲内にある任意の鋼組成に対して、再結晶領域と非-再結晶領域との
境界を規定する温度、即ちTnrは、該鋼の化学的性質、特に炭素濃度およびニオブ濃
度、圧延前の再加熱温度、および該圧延パスにおいて与えられる圧下の量に依存す
る。当業者は、本発明の特定の鋼に対するこの温度を、実験またはモデル計算によ
って決定できる。本明細書で言及する該Ar3およびMs変態点も、同様に実験または
モデル計算によって、本発明の任意の鋼に対して、当業者が決定することができる
。
【００３１】 このように、該TMCPの実施は、Sνの高い値に導く。その上、再度図2Bを参照する
と、オースエージングの際に製造された該微細-積層ミクロ組織は、低ベイナイト
またはラスマルテンサイトのラス28と、残留オーステナイトフィルム層30との間
の、多数の高角度界面29を与えることによって、該界面領域を更に増大する。ある
いはまた、図2Cを参照すると、本発明のもう一つの態様では、オースエージング中
に生成された該FGBミクロ組織は、更に、多数の高角度界面27を与えることにより、
該界面領域を増大する。該界面では、その粒界、即ち界面は、2つの隣接する粒子同
士を分離しており、その結晶学的な配向は、ベイナイト性フェライト21の粒子と、
マルテンサイトおよび残留オーステナイト23の粒子との間、あるいはベイナイト
性フェライト21の隣接する粒子間で、典型的には約15°を超える値だけ異なって
いる。夫々図2Bおよび図2Cに模式的に示したように、これら微細-積層およびFGB構
造は、図2Aに示したように、ラス間残留オーステナイトフィルム層を持たない、公
知のベイナイト/マルテンサイトラス構造と比較することができる。図2Aに模式的
に示された従来の構造は、低角度境界20(即ち、低角度粒界(用語解説参照)として
効果的に挙動する境界)、例えば支配的に低ベイナイトおよびマルテンサイトを含
むラス22間の境界によって特徴付けられ、従って一旦ヘキ開亀裂24が開始される
と、方向は殆ど変化せずに、該ラス境界20を介して伝播することができる。対照的
に、図2Bに示すように、本発明の鋼における該微細-積層ミクロ組織は、該亀裂経路
の大幅なねじれに導く。
【００３２】 これは、例えば低ベイナイトまたはマルテンサイトの、ラス28内で開始した亀裂26
は、例えば該ベイナイトおよびマルテンサイト成分および該残留オーステナイト
相における、ヘキ開および滑り面の異なる配向のために、残留オーステナイトフィ
ルム層30を含む各高角度界面29において、面を変更し、即ち方向を変更する傾向を
もつであろう。更に、該残留オーステナイトフィルム層30は、亀裂26の前進を阻害
し、該残留オーステナイトフィルム層30を介して該亀裂26が伝播する前に、更なる
エネルギーの吸収をもたらす。この阻害は、幾つかの理由で起こる。先ず、該FCC(本
明細書で定義する)残留オーステナイトは、DBTT挙動を示さず、剪断過程は、亀裂伸
張メカニズムのみを残す。第二に、負荷/歪が該亀裂先端においてある高い値を超
えた場合、準安定なオーステナイトが、応力または歪誘発性の、マルテンサイトへ
の変態を起こして、変態誘発性可塑性(Transformation Induced Plasticity; TRI
P)に導く。TRIPは、著しいエネルギー吸収と、該亀裂先端応力強度の低下に導く可
能性がある。最後に、TRIP過程から生成する該ラスマルテンサイトは、既存のベイ
ナイトまたはラスマルテンサイトとは異なる、ヘキ開の配向およびスリップ面を
もち、該亀裂経路をより一層ねじれたものとするであろう。図2Bによって示される
ように、正味の結果は、亀裂伝播抵抗が、この微細-積層ミクロ組織では、大幅に高
められることである。再度図2Cを参照すると、図2Cの亀裂25によって示されるよう
に、図2Bを参照して該微細-積層ミクロ組織の内容について論じたように、亀裂の
曲げおよびねじりに関する同様な効果が、本発明の該FGBミクロ組織によってもた
らされる。
【００３３】 本発明の鋼の、微細-積層ミクロ組織における、低ベイナイト/残留オーステナイ
トまたはラスマルテンサイト/残留オーステナイト界面および本発明による鋼の、
FGBミクロ組織における、ベイナイト性フェライト粒子/ベイナイト性フェライト
粒子またはベイナイト性フェライト粒子/マルテンサイトおよび残留オーステナ
イト粒子界面は、優れた界面結合強度を有し、かつこれは界面分離というよりも亀
裂の曲げを促進する。細粒ラスマルテンサイトおよび細粒低ベイナイトは、パケッ
ト間に高角度境界を持つパケットとして現れる。幾つかのパケットが、パンケーキ
内に形成される。このことは、更なる程度の構造上の改善をもたらし、該パンケー
キ内のこれらパケットを介して、亀裂伝播のためのねじれの増大に導く。これは、S
νの実質的な増加をもたらし、および結果としてDBTTを低下する。 上記のミクロ組織的な方法は、該ベース鋼板におけるDBTTの低下のために有用
であるが、これら方法は、該溶接HAZの粗粒領域における、十分に低いDBTTを維持す
るには、十分に効果的であるとはいえない。従って、本発明は以下に記載するよう
に、合金元素の内部作用を利用して、該溶接HAZの粗粒領域において、十分に低いDB
TTを維持する方法を提供する。
【００３４】 主なフェライト極低温鋼は、一般に体心立方(BCC)結晶格子に基づいている。こ
の結晶系は、低コストで高い強度を得る可能性をもたらすが、この系は、温度が低
下するにつれて、延性破壊から脆性破壊への急峻な転移を被る。これは、基本的に
はBCC系における、臨界分解剪断応力(CRSS)(本明細書において定義される)の、温
度に対する強い感受性によるものと考えることができる。ここで、CRSSは温度の低
下に伴って、急激に上昇し、その結果剪断過程および結果としての延性破壊をより
一層困難なものとする。他方、脆性破壊に対する臨界応力、例えばヘキ開は、温度に
対してさほど敏感ではない。従って、温度の低下に伴って、ヘキ開が、好ましい破壊
モードとなり、その結果低エネルギー脆性破壊の発生に導く。該CRSSは、該鋼の内
部特性であり、また転位が変形の際に交差滑りを起こし得る容易性に対して敏感
である。即ち、交差滑りが容易である鋼は、低いCRSSおよび結果として低いDBTTを
ももつであろう。幾つかの面心立方(FCC)安定剤、例えばNiは、交差滑りを促進する
ことが知られており、一方BCC安定化合金化元素、例えばSi、Al、Mo、NbおよびVは交
差滑りを妨害する。本発明において、FCC安定化合金化元素、例えばNiおよびCuは、
コストおよびDBTTを低下するという有利な効果を考慮すれば、好ましくは少なく
とも約1.0質量%、およびより好ましくは少なくとも約1.5質量%の、Ni合金化によっ
て最適化され、また該鋼内のBCC安定化合金化元素の含有率は、実質的に最小化さ
れる。
【００３５】 本発明による鋼の化学的性質と加工との、固有の組み合わせに起因する、該内部
およびミクロ組織的な強化の結果として、本発明の鋼は、該基板横方向および溶接
後の該HAZ両者において、優れた極低温靭性を有する。これら鋼の、該基板および溶
接後の該HAZ両者におけるDBTTは、約-62℃(-80°F)未満であり、また約-107℃(-16
0°F)未満であり得る。(2) 約830MPa (120 ksi)を越える引張り強さおよび厚断面能 微細-積層構造の強度は、主として該ラスマルテンサイトおよび低ベイナイトの
炭素含有率によって決定される。本発明の低合金鋼において、好ましくは約10容量
%まで、より好ましくは約1容量%〜約10容量%、およびより一層好ましくは約1容量%
〜約5容量%の、該鋼板における残留オーステナイト含有率を得るために、オースエ
ージングが行われる。夫々約1.0質量%〜約3.0質量%および約2.5質量%まで(好まし
くは、約0.5質量%〜約2.5質量%)の、NiおよびMnの添加は、オーステナイトの所定の
体積分率およびベイナイトにおけるオースエージング開始の遅れをもたらすため
に特に好ましい。好ましくは約0.1質量%〜約1.0質量%の銅の添加も、オースエージ
ングの際の、オーステナイトの安定化に寄与する。
【００３６】 本発明において、該所定の強度は、該ベース鋼および該HAZ両者において、比較的
低い炭素含有率において達成され、溶接性における付随する利点および優れた靭
性をも与える。約830MPa (120 ksi)を越える引張り強さを達成するために、約0.03
質量%なる最少量のCが、全体としての合金において好ましい。 本発明の鋼中の、C以外の合金元素は、この鋼の達成可能な最大の強度に関して
は、実質的に重要ではないが、これら元素は、約25mm(1インチ)以上の鋼の厚みに対
して、また可撓性を処理するのに必要な冷却速度のある範囲に対して、必要な厚断
面能および強度を与えるのに望ましい。これは、厚板の中央部断面における実際の
冷却速度が、その表面上の冷却速度よりも低い場合に、重要である。該表面および
中心のミクロ組織は、従って該鋼が、該板の表面および中心部間の、冷却速度の差
に対するその感受性を排除するように設計されていない場合には、全く異なる可
能性がある。この点に関連して、MnおよびMo合金元素の添加および特にMn、Moおよ
びBの組み合わせの添加は、特に有効である。本発明において、これらの添加は、硬
化性、溶接性、低DBTTおよびコストに対して最適化される。DBTTを低下するという
観点から、本明細書において前に述べたように、全BCC合金化元素の添加は、最少量
に維持すべきことが必須である。好ましい目標とする化学的性質および範囲は、こ
れらおよびその他の本発明の要件を満たすように設定される。
【００３７】 約25mm以上の鋼の厚みに対して、本発明の鋼の該強度および厚断面能を達成す
るためには、以下に示すように、該鋼の化学的性質によって決定される因子である
Ncは、好ましくは効果的にBが添加された鋼に対して、約2.5〜約4.0なる範囲にあ
り、また好ましくはBが添加されていない鋼に対して、約3.0〜約4.5なる範囲内に
ある。より好ましくは、本発明のB含有鋼に対して、Ncは、好ましくは約2.8を越え、
より一層好ましくは約3.0を超える。Bが添加されていない本発明の鋼に対して、Nc
は、好ましくは約3.3を越え、より一層好ましくは約3.5を超える。一般的に、本発明
の目的に従って処理した場合に、該好ましい範囲の上限、即ち有効量のBを添加し
た鋼について約3.0を越え、Bが添加されていない鋼に対して3.5を超えるNcを持つ
本発明の鋼は、支配的に、細粒低ベイナイト、細粒ラスマルテンサイト、またはこれ
らの混合物および約10容量%までの残留オーステナイトフィルム層を含む、微細-
積層ミクロ組織を与える。他方、上記好ましい範囲の下限に於けるNcをもつ鋼は、
支配的にFGBミクロ組織を形成する傾向がある。
【００３８】 Nc=12.0*C+Mn+0.8*Cr+0.15*(Ni+Cu)+0.4*Si+2.0*V+0.7*Nb+1.5*Mo ここで、C、Mn、Cr、Ni、Cu、Si、V、Nb、Moは、該鋼中の各元素の質量%を表す。(3) 低熱入溶接に対する優れた溶接性 本発明の鋼は、優れた溶接性を持つように設計されている。特に低熱入溶接に関
連する最も重要な関心事は、粗粒化HAZにおける低温割れまたは水素脆性割れであ
る。本発明の鋼に対して、低温割れ感受性は、当分野において重要なパラメータで
あると考えられている、硬さおよび炭素当量によってではなく、炭素含有率および
HAZミクロ組織の型によって著しく影響を受けることが分かっている。該鋼を、予
備加熱なしにまたは低予備加熱(約100℃(212°F)未満)なる溶接条件下で溶接す
る場合に、低温割れを回避するためには、炭素添加量の好ましい下限は、約0.1質量
%である。如何なる局面においても本発明を限定することなしに、ここで使用する
用語「低熱入溶接(low heat input welding)」とは、約2.5kJ/mm(7.6kJ/in)までの
アークエネルギーを用いた溶接を意味する。
【００３９】 低ベイナイトまたは自己焼戻し性ラスマルテンサイトミクロ組織は、優れた耐
低温割れ性をもたらす。本発明の鋼における他の合金化元素は、注意深く釣り合わ
され、該硬さおよび強度要件と釣り合ったものであって、該粗粒HAZにおけるこれ
らの望ましいミクロ組織の生成を保証する。 該鋼スラブにおける合金化元素の役割 種々の合金化元素の役割、および本発明に対するその濃度の好ましい限界を、以
下に与える。 炭素(C)は、鋼における最も効果的な強化元素の一つである。これは、また該鋼中
の強力な炭化物形成物質、例えばTi、NbおよびVと結合して、粒子成長の阻害および
析出強化を与える。炭素は、また硬化性、即ち冷却中に、該鋼内でより硬く、かつよ
り強力なミクロ組織を形成する能力をも増大する。炭素含有率が、約0.03質量%未
満である場合、該鋼中に、所定の強化、即ち約830MPa (120 ksi)を越える引張り強
さを誘発するには、一般的に不十分である。炭素含有率が、約0.1２質量%を越える
場合には、一般に該鋼は、溶接中の低温割れに対して感受性であり、またその靭性
は、溶接中に、該鋼板およびHAZにおいて低下する。約0.03質量%〜約0.12質量%なる
範囲内の炭素含有率は、所定のHAZミクロ組織、即ち自己-焼戻し性のラスマルテン
サイトおよび低ベイナイトを生成する上で好ましい。より一層好ましくは、炭素含
有率の上限は、約0.07質量%である。
【００４０】 マンガン(Mn)は、鋼中のマトリックス強化剤であり、また硬化性に対して強く寄
与する。Mnは重要で、安価な合金化元素であり、微細-積層ミクロ組織の形成を促進
し、かつ強度の低下に導く可能性のある、厚断面板における過度のFGBの存在を防
止する。Mnの添加は、オースエージングに必要とされる所定のベイナイト変態遅延
時間を得るのに有用である。0.5質量%なる最少量のMnの添加が、約25mm(1インチ)
を越える板厚における、所定の高い強度を得るのに好ましく、また少なくとも約1
.0質量%なる最少量のMnは、更に一層好ましい。少なくとも約1.5質量%のMnの添加
は、Mnが約0.07質量%未満の低い炭素含有率において、硬化性に著しい作用を及ぼ
すので、高い板強度および加工撓み性にとって、更に一層好ましい。しかし、多すぎ
るMnの存在は靭性にとって有害であり、従って約2.5質量%なる上限が、本発明にお
いては好ましい。この上限は、また中心線凝離を実質的に最小化するためにも好ま
しく、該凝離は、高いMn含有率および連続鋳造鋼の場合に、該板中心における付随
的に貧弱なミクロ組織の形成および貧弱な靭性特性をもたらす傾向がある。より
好ましくは、Mn含有率の上限は、約2.1質量%である。ニッケル含有率が、約3質量%を
超えて増大する場合、該所定の高い強度は、低いマンガン含有率において達成でき
る。従って、広義の意味において、約2.5質量%までのMnが好ましい。
【００４１】 珪素(Si)は、脱酸素の目的で鋼に添加され、約0.01質量%なる最少量が、この目的
にとって好ましい。しかし、Siは強力なBCC安定化剤であり、従ってDBTTを高め、ま
た靭性に対して悪影響を及ぼす。これらの理由から、Siを添加した場合には、約0.5
質量%のSiなる上限が好ましい。より好ましくは、Si含有率の上限は、約0.1質量%で
ある。脱酸素のために、常に珪素が必要であるわけではない。というのは、アルミニ
ウムまたはチタンが同様な機能を果たし得るからである。 ニオブ(Nb)は、該鋼の圧延処理されたミクロ組織の粒子改善を促進し、この改善
は該鋼の強度および靭性両者を改善する。熱間圧延中の炭化ニオブの析出は、再結
晶化を遅延し、かつ粒子成長を阻害し、結果としてオーステナイト粒子改善の手段
を与える。これらの理由のために、少なくとも約0.02質量%のニオブが好ましい。し
かし、Nbは強力なBCC安定化剤であり、従ってDBTTを高める。多すぎるNbは、溶接性
およびHAZ靭性にとって有害であり、従ってその最大値は約0.1質量%が好ましい。
より好ましくは、Nb含有率の上限は、約0.05質量%である。
【００４２】 チタン(Ti)は、少量で添加する場合には、微細な窒化チタン(TiN)粒子を形成す
る上で有効であり、該粒子は、該鋼の圧延された構造およびHAZ両者における粒径
を改善する。このようにして、該鋼の靭性が改善される。Tiは、Ti/Nの質量比が好ま
しくは約3.4となるような量で添加する。Tiは強力なBCC安定化剤であり、従ってDB
TTを高める。過剰のTiは、粗いTiNまたは炭化チタン(TiC)粒子を形成することによ
り、該鋼の靭性を低下する。一般に、約0.008質量%以下のTi含有率は、十分に微細な
粒径を与えることはできず、あるいは該鋼中のNとTiNとして結合できないが、約0.
03質量%を越えるTi含有率は、靭性の低下を生じる可能性がある。より好ましくは、
該鋼は、少なくとも約0.01質量%および約0.02質量%以下のTiを含む。 アルミニウム(Al)は、脱酸素の目的で、本発明の鋼に添加する。この目的にとっ
ては、少なくとも約0.001質量%のAlが好ましく、また少なくとも約0.005質量%のAl
がより一層好ましい。Alは該HAZ中に溶解している窒素と結合する。しかし、Alは強
力なBCC安定化剤であり、従ってDBTTを高める。このAl含有率が高すぎると、即ち約
0.05質量%を越えると、酸化アルミニウム(Al2O3)形の介在物を生成する傾向があ
る。この介在物は、該鋼およびそのHAZの靭性にとって有害となる傾向がある。より
一層好ましくは、Al含有率の上限は、約0.03質量%である。
【００４３】 モリブデン(Mo)は、特にホウ素およびニオブとの組み合わせで、直接急冷した際
に鋼の硬化性を高める。Moは、またオースエージングを促進するためにも望ましい
。これら理由から、少なくとも約0.1質量%が好ましく、また少なくとも約0.2質量%
のMoが、より一層好ましい。しかし、Moは強力なBCC安定化剤であり、従ってDBTTを
高める。過剰なMoは、溶接の際の低温割れを助長し、また該鋼およびHAZの靭性を低
下する傾向があり、従って約0.8質量%Moなる最大量が好ましい。また、約0.4質量%M
oなる最大量がより一層好ましい。従って、広義には約0.8質量%までのMoが好まし
い。 クロム(Cr)は、直接急冷した際に鋼の硬化性を高める傾向をもつ。少量添加の場
合、Crはオーステナイトの安定化に導く。Crは、また耐腐食性および水素誘起割れ(
HIC)抵抗をも改善する。Moと同様に、過剰のCrの添加は、溶接における低温割れを
生じる傾向があり、また該鋼およびそのHAZの靭性を低下する傾向があり、従ってC
rを添加する場合、約1.0質量%Crなる最大量が好ましい。より好ましくは、Crを添加
する場合、Cr含有率は、約0.2質量%〜約0.6質量%である。
【００４４】 ニッケル(Ni)は、所定のDBTTを、特に該HAZにおいて達成するために重要な合金
化添加剤である。これは、鋼における最も強力なFCC安定化剤の一つである。該鋼へ
のニッケルの添加は、交差滑りを高め、結果としてDBTTを低下する。MnおよびMoの
添加と同レベルではないが、該鋼へのニッケルの添加も、硬化性を高め、従ってミ
クロ組織および特性の貫厚均一性、例えば厚い断面における強度および靭性を高
める。ニッケルの添加は、またオースエージングに必要な所定のベイナイト変態遅
延時間を得るのに有用である。溶接HAZにおける所定のDBTTを達成するための、最
少のニッケル含有率は、好ましくは約1.0質量%、より好ましくは約1.5質量%、より
一層好ましくは2.0質量%である。Niは高価な合金元素であるから、該鋼のNi含有率
は、好ましくは約3.0質量%未満、より好ましくは約2.5質量%未満、より一層好まし
くは約2.0質量%および更に一層好ましくは約1.8質量%であり、これにより該鋼の
コストを実質的に最少化する。
【００４５】 銅(Cu)は、オーステナイトを安定化して、該微細-積層ミクロ組織を生成するた
めに、望ましい合金添加剤である。好ましくは少なくとも約0.1質量%、より好まし
くは少なくとも約0.2質量%のCuを、この目的のために添加する。Cuは、また鋼にお
けるFCC安定化剤であり、また少量でDBTTを低下するのに寄与する。Cuは、また腐食
およびHIC抵抗性にとって有利である。より大量において、Cuはε-Cu析出を介して
、過度の析出硬化を誘発する。この析出は、適当に制御されない場合には、靭性を低
下し、該基板およびHAZ両者においてDBTTを高める。多量のCuも、スラブの鋳造およ
び熱間圧延中に脆弱化を引き起こす可能性があり、緩和の目的でNiを同時に添加
する必要がある。上記理由のために、約1.0質量％なる上限が好ましく、また約0.5
質量％なる上限が更に一層好ましい。従って、広義には、約1.0質量％までのCuが好
ましい。
【００４６】 ホウ素(B)は、少量で、極めて安価に鋼の硬化性を大幅に高めることができ、また
該基板および該粗粒HAZ両者における、フェライト、上部ベイナイトおよびFGBの形
成を抑制することによって、厚い(≧25mm)断面の板においてさえ、低ベイナイトお
よびラスマルテンサイトミクロ組織を含む鋼のミクロ組織の形成を促進する。一
般に、少なくとも約0.0004質量％のBが、この目的のために必要とされる。ホウ素を
本発明の鋼に添加する場合、その量は約0.0006質量％〜約0.0020質量％が好まし
い。また、約0.0015質量％なる上限がより一層好ましい。しかし、該鋼中の他の合金
元素が、十分な硬化性および所定のミクロ組織を与える場合には、必須の添加剤で
はない。 本発明の鋼の説明および実施例 表２に示す各化学合金の約136kg(300lb)ヒート(heat)を、真空誘導溶融(VIM)し
、鋳込みを行って、厚み少なくとも130mmをもつ丸型のインゴットまたはスラブと
し、引き続き鍛造または機械加工して、130mm×130mm×200mm長さのスラブを得た。
該丸型のVIMインゴットの一つを、引き続き真空アーク再溶解(VAR)して、丸型のイ
ンゴットとし、鍛造してスラブを得た。これらスラブを、以下に記載するように、実
験室用のミル内で、TMCP加工した。以下の表２は、このTMCP加工で使用した該合金
の化学的組成を示す。
【００４７】
【表２】
【００４８】 これらスラブを、以下の表３に示された該TMCPスケジュールに従う圧延を開始
する前に、先ず約１時間に渡り、約1000℃〜約1050℃(1832°F〜約1922°F)なる範
囲の温度にて、再加熱した。
【００４９】
【表３】
【００５０】 表３に示された好ましいTMCP加工後に、鋼板サンプルA1〜A4のミクロ組織は、支
配的に、マルテンサイトラス境界における、約2.5容量%までの残留オーステナイト
層を含む、微細-積層ミクロ組織を形成する、細粒ラスマルテンサイトである。該ミ
クロ組織の他の少量成分はこれらサンプルA1〜A4において変動するが、約10容量%
未満の細粒低ベイナイトおよび約10〜約25容量%のFGBを含む。 表２および表３の鋼板の、横方向の引張り強さおよびDBTTを、以下の表４にまと
める。表４にまとめられた該横方向の引張り強さおよびDBTTは、横方向において、
即ち該圧延面内にあるが、該鋼板の圧延方向に対して直交する方向において測定
した。ここで、該引張テスト検体およびシャルピーV-ノッチテストバーの長い寸法
は、この方向と実質的に平行であり、亀裂の伝播は、この方向に対して実質的に垂
直である。本発明の顕著な利点は、前の節で記載した方法で、横方向における、表４
にまとめたDBTTの値を得ることができることにある。図４を参照すると、表２にお
いてA３として特定した鋼板における、微細-積層ミクロ組織を示す透過型電子顕
微鏡写真が与えられている。図４に示したミクロ組織は、支配的にラスマルテンサ
イト41を含み、これは該マルテンサイトラス境界の殆どに、薄い残留オーステナイ
トフィルム42を含む。図4は、表2〜4にまとめた本発明のA1〜A4鋼の、支配的な微細
-積層ミクロ組織を表す。このミクロ組織は、表4に示すように、約1000MPa (145 ks
i)以上なる高い強度(横方向)と、優れた横方向のDBTTを与える。
【００５１】
【表４】
【００５２】 本発明を制限するものではないが、表４に与えられた該DBTTの値は、当業者には
馴染みあるものと思われる、ASTM規格E-23に示されているような、標準的な手順に
従う、シャルピーV-ノッチ衝撃テストにより実験的に測定した、50%エネルギー転
移温度に相当する。このシャルピーV-ノッチ衝撃テストは、鋼の靭性を測定するた
めの周知のテストである。表2を参照すると、鋼板A1〜A4よりも低いNcを持つ鋼板A
5は、支配的にFGBミクロ組織をもつことが明らかにされ、このことはこの鋼板サン
プルにおいて見られる、低強度を説明している。約40容量%の細粒ラスマルテンサ
イトが、この面内に観測される。図5を参照すると、表2においてA5として同定した
鋼板における、該FGBミクロ組織を明らかにする透過型電子顕微鏡写真(TEM)が与
えられている。このFGBは、ベイナイト性フェライト51(主な相)と、マルテンサイト
/残留オーステナイト粒子52(少量)との凝集体である。幾分より詳細な図5は、ベイ
ナイト性フェライト51と、本発明による鋼の幾つかの態様に存在する、マルテンサ
イト/残留オーステナイト粒子52とを含む等軸FGBミクロ組織を明らかにする、TEM
顕微鏡写真を表す。
【００５３】(4) 後溶接熱処理(PWHT)が必要とされる、好ましい鋼組成 PWHTは、通常高温度、例えば約540℃(1000°F)にて実施される。PWHTからの熱に
よる暴露は、亜構造の回復と関連する該ミクロ組織の軟化(即ち、加工上の利益の
喪失)およびセメンタイト粒子の粗粒化による、該基板並びに該溶接HAZにおける
強度の喪失に導く可能性がある。この欠点を克服するために、上記のようなベース
鋼の化学的性質を、少量のバナジウムの添加により改善することが好ましい。バナ
ジウムは、PWHTの際に、該ベース鋼およびHAZ中に、微細な炭化バナジウム(VC)粒子
を形成することによって、析出強化するために添加される。この強化は、PWHTの際
の、強度の喪失を実質的に相殺するように設計される。しかし、過度のVCによる強
化は、回避すべきである。というのは、これが、該ベース鋼およびそのHAZ両者にお
ける、靭性を低下し、かつDBTTを高めるからである。本発明においては、これら理由
から、Vについては、約0.1質量%なる上限が好ましい。この下限は、好ましくは約0.0
2質量%である。より好ましくは、約0.03〜約0.05質量%のVを、該鋼に添加する。
【００５４】 本発明の鋼におけるこの向上した特性の組み合わせは、ある極低温操作、例えば
低温での天然ガス貯蔵および輸送に関る技術を可能とする、低コストをもたらす。
これらの新規な鋼は、これまでの最新の市販の鋼を超える、極低温用途に対する大
幅な材料コストの節減をもたらす可能性があり、該市販の鋼は、一般により高いニ
ッケル含有率(約９質量%まで)を必要とし、かつ極めて低強度(約830MPa (120 ksi
)未満)のものである。化学的性質およびミクロ組織の設計は、DBTTを下げ、約25mm(
１インチ)を越える断面厚みに対する、厚断面能を与えるために使用される。これ
ら新規な鋼は、好ましくは約3.5質量%未満のニッケル含有率をもち、約830MPa (12
0 ksi)を越える、好ましくは約860MPa (125 ksi) を越える、より好ましくは約900
MPa (130 ksi) を越える、またより一層好ましくは約1000MPa (145 ksi)を越える
引張り強さをもち、約-62℃(-80°F)以下、好ましくは約-73℃(-80°F)以下、より
好ましくは約-100℃(-150°F)以下、またより一層好ましくは約-123℃(-190°F)
以下の、ベース金属に関する横方向の延性-脆性遷移温度(DBTT)を有し、またDBTT
における優れた靭性を与える。これら新規な鋼は、約930MPa (135 ksi)を越える、
あるいは約965MPa (140 ksi) を越える、または約1000MPa (145 ksi) を越える引
張り強さを持つ。これら鋼のニッケル含有率は、必要ならば、溶接後の性能を高め
る目的で、約3質量%を越えて高めることができる。ニッケル各1質量%の添加は、該
鋼のDBTTを約10℃(18°F)だけ下げることが予想される。ニッケル含有率は、好ま
しくは9質量%未満、より好ましくは約6質量%未満である。ニッケル含有率は、好ま
しくは該鋼のコストを下げるために、最小化される。 以上本発明を、1またはそれ以上の好ましい態様によって説明してきたが、上記
特許請求の範囲に示された、本発明の範囲を逸脱せずに、他の改良を施すことが可
能である。
【００５５】用語解説 Ac1変態点 ：加熱中にオーステナイトが生成し始める温度；Ac3変態点 ：加熱中にフェライトからオーステナイトへの変態が完了する温度；AF ：アシキュラフェライト；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への転移を開始する温度；BCC ：体心立方；セメンタイト ：鉄に富む炭化物；冷却速度 ：該鋼板厚みの中心部または実質的に中心部における冷却速度；CRSS(臨界分解剪断応力) ：転位が変形の際に交差滑りできるその容易性に対して
敏感な鋼、即ち交差滑りが容易な、また低いCRSSおよび結果として低いDBTTをも持
つであろう鋼の、内部特性；極低温 ：約-40℃(-40°F)未満の任意の温度；DBTT(延性-脆性遷移温度) ：構造用鋼における2種の破壊規則性を描写する用語。
該DBTT以下の温度において、破壊は、低エネルギーヘキ開(脆性)破壊によって起こ
る傾向があり、一方該DBTTを越える温度において、破壊は高エネルギー延性破壊に
よって起こる傾向がある；DF ：変性したフェライト；DUB ：変性上部ベイナイト；有効粒径 ：本発明を説明する際に使用する場合、本発明によるTMCP中の、圧延の完
了の際における、オーステナイトパンケーキの厚みを意味し、また該オーステナイ
トパンケーキの、夫々微細-積層構造またはFGBのパケットへの変態が完了した際
の、パケット幅または平均粒径を意味する；
【００５６】FCC ：面心立方；FGB(微粒状ベイナイト) ：本発明を説明する際に使用する場合、主成分としてベイ
ナイト性フェライトを、および少量成分としてマルテンサイトおよび残留オース
テナイトの混合物粒子を含む、凝集体；粒子 ：多結晶性材料中の個々の結晶；粒界 ：一つの結晶学的配向から他方への転移に対応する、金属内の狭い領域であ
り、従って一つの粒子を他方の粒子から分離している境界；HAZ ：熱に影響される帯域(溶接熱影響部)；HIC ：水素誘起割れ；高角度境界または界面 ：高角度粒界として有効に挙動する、即ち亀裂または破断
の伝播を曲げる傾向があり、従って破壊経路にねじれを誘発する、境界または界面
；高角度粒界 ：結晶学的な配向が、約8°を超えて異なる、2つの隣接する粒子を分離
する粒界；HSLA ：高強度低合金；臨界間再加熱 ：ほぼAc1変態点から、ほぼAc3変態点までの温度に加熱(または再加
熱)；低合金鋼 ：鉄および約10質量%未満の全合金添化剤を含む鋼；低角度粒界 ：結晶学的な配向が、約8°未満だけ異なる、2つの隣接する粒子を分離
する粒界；低熱入溶接 ：約2.5kJ/mm(7.6kJ/in)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；主な ：本発明を説明する際に使用する場合、少なくとも約50容量%を意味する；少量の ：本発明を説明する際に使用する場合、約50容量%未満を意味する；Ms変態点 ：冷却中に、オーステナイトからマルテンサイトへの変態が開始する温
度；
【００５７】Nc ：Nc=12.0*C+Mn+0.8*Cr+0.15*(Ni+Cu)+0.4*Si+2.0*V+0.7*Nb+1.5*Moとして、鋼
の化学的性質により規定される因子(ここで、C、Mn、Cr、Ni、Cu、Si、V、Nb、Moは、該鋼
中の各元素の質量%を表す)；PF ：多角形フェライト；支配的に/支配的 ：本発明を説明する際に使用する場合、少なくとも約50容量%を
意味する；前のオーステナイト粒径 ：オーステナイトが結晶化しない温度範囲における、圧
延前の、熱間圧延された鋼板中の、平均オーステナイト粒径；急冷 ：本発明を説明する際に使用する場合、空冷とは対照的に、該鋼の冷却速度を
高める傾向をもつために選択された流体を使用する、任意の手段による強制冷却
を意味する；急冷停止温度(QST) ：熱は、該板の厚み中央部から伝播するので、急冷を停止した
後に該鋼板の表面において到達する、最高の、または実質的に最高の温度を意味す
る；RA ：残留オーステナイト；スラブ ：任意の寸法をもつ鋼片；Sν ：鋼板中の、単位体積あたりの、該高角度境界の全界面領域；
【００５８】TEM ：透過型電子顕微鏡写真；引張り強さ ：引張テストにおける、最大負荷対元の断面積の比；厚断面能 ：特に、約25mm(1インチ)以上の厚みにおいて、実質的に所定のミクロ組
織および性質(例えば、強度および靭性)を与える能力；貫厚方向 ：圧延面に対して直交する方向；TiC ：炭化チタン；TiN ：チッ化チタン；Tnr温度 ：これ以下では、オーステナイトが再結晶化しない温度；TMCP ：熱機械的に制御された圧延加工；横方向 ：圧延面内にあるが、該面の圧延方向に対しては直交する方向；UB ：上部ベイナイト；VAR ：真空アーク再溶解された；およびVIM ：真空誘導溶解された。
【図面の簡単な説明】
【図１】 模式的な連続冷却変態(CCT)図であり、１Aは本発明のオースエージング法が、本
発明の鋼内に、如何にして微細-積層ミクロ組織を生成するかを示し、１Bは本発明
のオースエージング法が、本発明の鋼内に、如何にしてFGBミクロ組織を生成する
かを示す。
【図２】 ２A(公知技術)は、公知の鋼内の、低ベイナイトおよびマルテンサイトの混合ミ
クロ組織における、ラス境界を介するヘキ開亀裂伝播を示す、模式的な図であり、
２Bは本発明の鋼における、該微細-積層ミクロ組織中の該残留オーステナイトの
存在による、ねじれた亀裂経路を示す、模式的な図であり、また２Cは本発明による
鋼中の、該FGBミクロ組織における、ねじれた亀裂経路を示す、模式的な図である。
【図３】 ３Aは、本発明に従って再加熱した後の、鋼スラブ内のオーステナイト粒径を模
式的に示す図であり、３Bは、本発明による、オーステナイトが再結晶化する温度範
囲での熱間圧延後であって、オーステナイトが再結晶化しない温度範囲での熱間
圧延の、鋼スラブ中の、前のオーステナイト粒径(用語解説参照)を模式的に示す図
であり、３Cは、本発明のTMCPにおける圧延が完了した時点における、貫厚方向にお
いて極めて微細な有効粒径をもつ、鋼板のオーステナイト中の、長いパンケーキ構
造を模式的に示す図である。
【図４】 本明細書表２の、A３として同定された鋼板における、該微細-積層ミクロ組織を
明らかにする透過型電子顕微鏡写真である。
【図５】 本明細書表２の、A５として同定された鋼板における、該FGBミクロ組織を明らか
にする透過型電子顕微鏡写真である。
───────────────────────────────────────────────────── 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，Ｉ Ｔ，ＬＵ，ＭＣ，ＮＬ，ＰＴ，ＳＥ)，ＯＡ(ＢＦ，ＢＪ ，ＣＦ，ＣＧ，ＣＩ，ＣＭ，ＧＡ，ＧＮ，ＧＷ，ＭＬ， ＭＲ，ＮＥ，ＳＮ，ＴＤ，ＴＧ)，ＡＰ(ＧＨ，ＧＭ，Ｋ Ｅ，ＬＳ，ＭＷ，ＳＤ，ＳＬ，ＳＺ，ＴＺ，ＵＧ，ＺＷ )，ＥＡ(ＡＭ，ＡＺ，ＢＹ，ＫＧ，ＫＺ，ＭＤ，ＲＵ， ＴＪ，ＴＭ)，ＡＥ，ＡＬ，ＡＭ，ＡＴ，ＡＵ，ＡＺ， ＢＡ，ＢＢ，ＢＧ，ＢＲ，ＢＹ，ＣＡ，ＣＨ，ＣＮ，Ｃ Ｒ，ＣＵ，ＣＺ，ＤＥ，ＤＫ，ＤＭ，ＥＥ，ＥＳ，ＦＩ ，ＧＢ，ＧＤ，ＧＥ，ＧＨ，ＧＭ，ＨＲ，ＨＵ，ＩＤ， ＩＬ，ＩＮ，ＩＳ，ＪＰ，ＫＥ，ＫＧ，ＫＰ，ＫＲ，Ｋ Ｚ，ＬＣ，ＬＫ，ＬＲ，ＬＳ，ＬＴ，ＬＵ，ＬＶ，ＭＤ ，ＭＧ，ＭＫ，ＭＮ，ＭＷ，ＭＸ，ＮＯ，ＮＺ，ＰＬ， ＰＴ，ＲＯ，ＲＵ，ＳＤ，ＳＥ，ＳＧ，ＳＩ，ＳＫ，Ｓ Ｌ，ＴＪ，ＴＭ，ＴＲ，ＴＴ，ＵＡ，ＵＧ，ＵＺ，ＶＮ ，ＹＵ，ＺＡ，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 リーヴァー コー ト ５ (72)発明者 ヴォーン グレン エイ アメリカ合衆国 テキサス州 77005 ヒ ューストン ライス ブールヴァード 4211 (72)発明者 アヤー ラグハヴァン アメリカ合衆国 ニュージャージー州 08809 クリントン ノース スロープ ３ Ｆターム(参考） 4K032 AA01 AA02 AA04 AA05 AA11 AA14 AA16 AA17 AA19 AA21 AA22 AA24 AA31 AA35 AA36 BA01 CA01 CA02 CD03 CD05

Claims (31)

    【特許請求の範囲】
  1. 【請求項１】 (i) 支配的に細粒低ベイナイト、細粒ラスマルテンサイト、微
    粒状ベイナイト(FGB)、またはこれらの混合物、および(ii) 約10容量%までの残留
    オーステナイトを含むミクロ組織を有する、鋼板の製造方法であって、 (a) (i) 鋼スラブを実質的に均質化し、(ii) 該鋼スラブ中の実質的に全ての、
    ニオブおよびバナジウムの炭化物および炭窒化物を溶解し、および(iii) 該鋼ス
    ラブ内に、微細な初期オーステナイト粒子を生成させるのに十分に高い、再加熱温
    度まで該鋼スラブを加熱する工程と、 (b) オーステナイトを再結晶化する第一の温度範囲での、1またはそれ以上の
    熱間圧延パスにおいて鋼板を形成するために、該鋼スラブを圧下する工程と、 (c) ほぼTnr温度以下であり、かつほぼAr3変態点以上の、第二の温度範囲での、
    1またはそれ以上の熱間圧延パスにおいて、該鋼板を更に圧下する工程と、 (d) 少なくとも約10℃/秒(18°F/秒)なる冷却速度にて、約550℃(1022°F)以
    下の急冷停止温度まで、該鋼板を急冷する工程と、 (e) 該急冷を停止する工程とを含み、これら工程を、該鋼板のミクロ組織の、(i
    ) 支配的に細粒低ベイナイト、細粒ラスマルテンサイト、微粒状ベイナイト(FGB)、
    またはこれらの混合物、および(ii) 約10容量%までの残留オーステナイトへの変
    態を容易にするように実施することを特徴とする、上記製造方法。
  2. 【請求項２】 該工程(e)を、以下の工程によって置き換える： (e) 該急冷を停止する工程を含み、これら工程を、該鋼板のミクロ組織の、細粒
    ラスマルテンサイト、細粒低ベイナイト、またはこれらの混合物、および約10容量%
    までの残留オーステナイトフィルム層を含む、支配的な微小-積層ミクロ組織への
    変態を容易にするように実施する、請求項1記載の方法。
  3. 【請求項３】 該工程(e)を、以下の工程によって置き換える： (e) 該急冷を停止する工程を含み、これら工程を、該鋼板のミクロ組織の、支配
    的に微粒状ベイナイト(FGB)への変態を容易にするように実施する、請求項1記載
    の方法。
  4. 【請求項４】 該工程(a)の該再加熱温度が、約955℃〜約1100℃(1750-2010
    °F)なる範囲内にある、請求項1記載の方法。
  5. 【請求項５】 該工程(a)の該微小初期オーステナイト粒子が、約120μ未満
    の粒径を持つ、請求項1記載の方法。
  6. 【請求項６】 該工程(b)において、約30%〜約70%の、該鋼スラブ厚みにおけ
    る低下が起こる、請求項1記載の方法。
  7. 【請求項７】 該工程(c)において、約40%〜約80%の、該鋼板における厚みの
    低下が起こる、請求項1記載の方法。
  8. 【請求項８】 更に、該鋼板を、該急冷停止温度から周囲温度まで空冷する工
    程をも含む、請求項1記載の方法。
  9. 【請求項９】 更に、該鋼板を、約5分間まで、該急冷停止温度にて実質的に等
    温的に維持する工程をも含む、請求項1記載の方法。
  10. 【請求項１０】 更に、該急冷停止温度にある該鋼板を、約5分間まで、約1.0
    ℃/秒(1.8°F/秒)未満の速度で、徐々に冷却する工程をも含む、請求項1記載の方
    法。
  11. 【請求項１１】 該工程(a)の該鋼スラブが、鉄および以下の合金元素を、指
    示した質量%にて含む、請求項1記載の方法： 約0.03%〜約0.12%のC、 少なくとも約1%のNi、 約1.0%までのCu、 約0.8%までのMo、 約0.01%〜約0.1%のNb、 約0.008%〜約0.03%のTi、 0.05%までのAl、および 約0.001%〜約0.005%のN。
  12. 【請求項１２】 該鋼スラブが、約6質量%未満のNiを含む、請求項11記載の方
    法。
  13. 【請求項１３】 該鋼スラブが、約3質量%未満のNiを含み、かつ付随的に約2.
    5質量%までのMnをも含む、請求項11記載の方法。
  14. 【請求項１４】 該鋼スラブが、更に(i) 約1.0質量%までのCr、(ii) 約0.5質
    量%までのSi、(iii) 約0.02質量%〜約0.10質量%のV、(iv) 約2.5質量%までのMn、お
    よび(v) 約0.0020質量%までのBから選択される、少なくとも1種の添加物をも含む
    、請求項11記載の方法。
  15. 【請求項１５】 該鋼スラブが、更に約0.0004質量%〜約0.0020質量%のBをも
    含む、請求項11記載の方法。
  16. 【請求項１６】 該工程(e)の終了後、該鋼板が、その基板およびそのHAZ両者
    において、約-62℃(-80°F)未満のDBTTを有し、かつ約830MPa(120ksi)を越える引
    張り強さを持つ、請求項1記載の方法。
  17. 【請求項１７】 ミクロ組織を有する鋼板であって、(i) 支配的に細粒低ベ
    イナイト、細粒ラスマルテンサイト、微粒状ベイナイト(FGB)、またはこれらの混合
    物、および(ii) 約10容量%までの残留オーステナイトを含むミクロ組織を有し、約
    830MPa(120ksi)を越える引張り強さ、および鋼板の基板およびそのHAZ両者におい
    て、約-62℃(-80°F)未満のDBTTを有し、該鋼板が、鉄および以下の合金元素を、指
    示した質量%にて含む鋼スラブを再加熱することにより製造されることを特徴と
    する、上記鋼板： 約0.03%〜約0.12%のC、 少なくとも約1%のNi、 約1.0%までのCu、 約0.8%までのMo、 約0.01%〜約0.1%のNb、 約0.008%〜約0.03%のTi、 約0.05%までのAl、および 約0.001%〜約0.005%のN。
  18. 【請求項１８】 該鋼スラブが、約6質量%未満のNiを含む、請求項17記載の鋼
    板。
  19. 【請求項１９】 該鋼スラブが、約3質量%未満のNiを含み、かつ付随的に約2.
    5質量%までのMnをも含む、請求項17記載の鋼板。
  20. 【請求項２０】 更に、(i) 約1.0質量%までのCr、(ii) 約0.5質量%までのSi、
    (iii) 約0.02質量%〜約0.10質量%のV、(iv) 約2.5質量%までのMn、および(v) 約0.
    0004質量%〜約0.0020質量%のBからなる群から選択される、少なくとも1種の添加
    物を含む、請求項17記載の鋼板。
  21. 【請求項２１】 更に、約0.0004質量%〜約0.0020質量%のBを含む、請求項17
    記載の鋼板。
  22. 【請求項２２】 細粒ラスマルテンサイトのラス、細粒低ベイナイトのラス、
    またはこれらの混合物、および約10容量％までの残留オーステナイトフィルム層
    を含む、支配的に微細積層ミクロ組織を有する、請求項17記載の鋼板。
  23. 【請求項２３】 該微細積層ミクロ組織が、熱機械的に制御された圧延加工
    によって、亀裂経路のねじれを実質的に最大にするように最適化され、該圧延加工
    が、該細粒マルテンサイトおよび細粒低ベイナイトのラスと、該残留オーステナイ
    トフィルム層との間に多数の高角度界面を与える、請求項22記載の鋼板。
  24. 【請求項２４】 支配的に微粒状ベイナイト(FGB)のミクロ組織を有し、該微
    粒状ベイナイト(FGB)が、ベイナイト性フェライト粒子、およびマルテンサイトと
    残留オーステナイトとの混合物粒子を含む、請求項17記載の鋼板。
  25. 【請求項２５】 該ミクロ組織が、熱機械的に制御された圧延加工によって、
    亀裂経路のねじれを実質的に最大にするように最適化され、該圧延加工が、該ベイ
    ナイト性フェライト粒子間および該ベイナイト性フェライト粒子と該マルテンサ
    イトおよび残留オーステナイトの混合物粒子との間に、多数の高角度界面を与え
    る、請求項24記載の鋼板。
  26. 【請求項２６】 鋼板の亀裂伝播抵抗を高めるための方法であって、該方法
    が、該鋼板を加工して、細粒ラスマルテンサイトのラス、細粒低ベイナイトのラス、
    またはこれらの混合物、および約10容量％までの残留オーステナイトフィルム層
    を含む、支配的に微細積層ミクロ組織を形成する工程を含み、該微細積層ミクロ組
    織が、熱機械的に制御された圧延加工によって、亀裂経路のねじれを実質的に最大
    にするように最適化され、該圧延加工が、該細粒マルテンサイトおよび細粒低ベイ
    ナイトのラスと該残留オーステナイトフィルム層との間に多数の高角度界面を与
    えることを特徴とする、上記方法。
  27. 【請求項２７】 少なくとも約1.0質量%のNiおよび少なくとも約0.1質量%の
    Cuを添加し、かつBCC安定化元素の添加を実質的に最少化することにより、該鋼板
    の亀裂伝播抵抗が更に高められ、かつ溶接された際の、該鋼板の該HAZの亀裂伝播
    抵抗が高められる、請求項26記載の方法。
  28. 【請求項２８】 鋼板の亀裂伝播抵抗を高めるための方法であって、該方法
    が、該鋼板を加工して、支配的に微粒状ベイナイト(FGB)を含むミクロ組織を生成
    する工程を含み、該微粒状ベイナイト(FGB)が、ベイナイト性フェライト粒子、およ
    びマルテンサイトと残留オーステナイトとの混合物粒子を含み、かつ該ミクロ組
    織が、熱機械的に制御された圧延加工によって、亀裂経路のねじれを実質的に最大
    にするように最適化され、該圧延加工が、該ベイナイト性フェライト粒子間および
    該ベイナイト性フェライト粒子と該マルテンサイトおよび残留オーステナイトの
    混合物粒子との間に、多数の高角度界面を与えることを特徴とする、上記方法。
  29. 【請求項２９】 少なくとも約1.0質量%のNiおよび少なくとも約0.1質量%の
    Cuを添加し、かつBCC安定化元素の添加を実質的に最少化することにより、該鋼板
    の亀裂伝播抵抗が更に高められ、かつ溶接された際の、該鋼板の該HAZの亀裂伝播
    抵抗が高められる、請求項28記載の方法。
  30. 【請求項３０】 約2容量％〜約10容量％のオーステナイトフィルム層およ
    び約90容量％〜約98容量％の、支配的に細粒マルテンサイトおよび細粒低ベイナ
    イトのラスを含む、微細積層ミクロ組織を有する鋼板の製法であって、該方法が、 (a) (i) 鋼スラブを実質的に均質化し、(ii) 該鋼スラブ中の実質的に全ての、
    ニオブおよびバナジウムの炭化物および炭窒化物を溶解し、および(iii) 該鋼ス
    ラブ内に、微細な初期オーステナイト粒子を生成させるのに十分に高い、再加熱温
    度まで該鋼スラブを加熱する工程と、 (b) オーステナイトを再結晶化する第一の温度範囲での、1またはそれ以上の
    熱間圧延パスにおいて鋼板を形成するために、該鋼スラブを圧下する工程と、 (c) ほぼTnr温度以下であり、かつほぼAr3変態点以上の、第二の温度範囲での、
    1またはそれ以上の熱間圧延パスにおいて、該鋼板を更に圧下する工程と、 (d) 約10℃/秒〜約40℃/秒(18°F/秒〜72°F/秒)なる冷却速度にて、ほぼMs変
    態点+100℃(180℃)以下であり、かつほぼMs変態点以上の急冷停止温度まで、該鋼
    板を急冷する工程と、 (e) 該急冷を停止する工程とを含み、これら工程を、該鋼板の、約2容量％〜約1
    0容量％のオーステナイトフィルム層および約90容量％〜約98容量％の、支配的に
    細粒マルテンサイトおよび細粒低ベイナイトのラスを含む、微細積層ミクロ組織
    への変態を容易にするように実施することを特徴とする、上記方法。
  31. 【請求項３１】 超高強度のオースエージング処理した鋼板を加工して、該
    鋼板の横方向の靭性および横方向のDBTTを高める際に、パンケーキ長さ対パンケ
    ーキ厚みの平均の比を調節する方法であって、該方法が、 (a) (i) 鋼スラブを実質的に均質化し、(ii) 該鋼スラブ中の実質的に全ての、
    ニオブおよびバナジウムの炭化物および炭窒化物を溶解し、および(iii) 該鋼ス
    ラブ内に、微細な初期オーステナイト粒子を生成させるのに十分に高い、再加熱温
    度まで該鋼スラブを加熱する工程と、 (b) オーステナイトを再結晶化する第一の温度範囲での、1またはそれ以上の
    熱間圧延パスにおいて鋼板を形成するために、該鋼スラブを圧下する工程と、 (c) ほぼTnr温度以下であり、かつほぼAr3変態点以上の、第二の温度範囲での、
    1またはそれ以上の熱間圧延パスにおいて、該鋼板を更に圧下する工程と、 (d) 少なくとも約10℃/秒(18°F/秒)なる冷却速度にて、約550℃(1022°F)以
    下の急冷停止温度まで、該鋼板を急冷する工程と、 (e) 該急冷を停止して、該鋼板内に、約100未満の、パンケーキ長さ対パンケー
    キ厚みの平均の比を与える工程とを含むことを特徴とする、上記方法。
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