JP2018503744A - 脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材及びその製造方法 - Google Patents

脆性亀裂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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Abstract

本発明によれば、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．１％、Ｍｎ：０．９〜１．５％、Ｎｉ：０．８〜１．５％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．１％、Ｃｕ：０．１〜０．６％、Ｓｉ：０．１〜０．４％、Ｐ：１００ｐｐｍ以下、Ｓ：４０ｐｐｍ以下、残部Ｆｅ、及びその他の不可避な不純物を含み、並びにフェライト単相組織、ベイナイト単相組織、フェライトとベイナイトとの複合組織、フェライトとパーライトとの複合組織、及びフェライトとベイナイトとパーライトとの複合組織からなる群より選択される一つの組織を含む微細組織を有する、脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材及びその製造方法が提供される。本発明によると、高い降伏強度及び優れた脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材を得ることができる。【選択図】図１

Description

本発明は、脆性亀裂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。
近年、国内外の船舶、海洋、建築、及び土木分野で用いられる構造物を設計するにあたり、高強度特性を有する極厚鋼板の開発が求められている。
構造物の設計時に高強度鋼を用いる場合、構造物を軽量化することができ、経済的な利益が得られるだけでなく、鋼板の厚さを薄くすることができるため、加工及び溶接作業の容易性も同時に確保することができる。
一般的に、高強度鋼では、極厚鋼板の製造時に総圧下率が低下し、中心部が十分に変形されなくなるため、中心部の組織が粗大なものになり、これによって硬化能が上昇し、ベイナイトなどの低温変態相が生成するようになる。また、粗大化した組織によって中心部の衝撃靭性を確保することが難しいことがある。
特に、構造物の安定性を示す脆性亀裂伝播抵抗性の場合、船舶などの主要構造物への適用時に保証を求められる事例が増加しつつあるが、中心部に低温変態相が生成した時に脆性亀裂伝播抵抗性が大きく低下する現象が発生するため、極厚高強度鋼材の脆性亀裂伝播抵抗相を向上させることは非常に難しいの問題であるというのが現状である。
一方、降伏強度３９０ＭＰａ以上の高強度鋼は、脆性亀裂伝播抵抗性を向上させるために、表層部の粒度を微細化するための仕上げ圧延時の表面冷却の適用、圧延時における曲げ応力の付与による粒度調節、及び二相域圧延による表層の微細化などの多様な技術が導入されている。
しかしながら、上記の技術は、表層部の組織微細化には有効であるが、中心部の組織粗大化による衝撃靭性の低下という問題は解決できないため、脆性亀裂伝播抵抗性向上への根本的な対策とは言い難い。
また、上記の技術そのものを一般的な量産体制に適用すると、大きな生産性の低下が予想されるため、商業的な適用には無理がある技術と言える。
本発明の一側面は、脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材を提供することにその目的がある。
また、本発明の他の側面は、脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法を提供することにその目的がある。
本発明の一側面によれば、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．１％、Ｍｎ：０．９〜１．５％、Ｎｉ：０．８〜１．５％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．１％、Ｃｕ：０．１〜０．６％、Ｓｉ：０．１〜０．４％、Ｐ：１００ｐｐｍ以下、Ｓ：４０ｐｐｍ以下、残部Ｆｅ、及びその他の不可避な不純物を含み、フェライト単相組織、ベイナイト単相組織、フェライトとベイナイトとの複合組織、フェライトとパーライトとの複合組織、及びフェライトとベイナイトとパーライトとの複合組織からなる群より選択される一つの組織を含む微細組織を有し、且つ厚さが５０ｍｍ以上であることを特徴とする脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材が提供される。
前記Ｃｕ及びＮｉの含有量は、Ｃｕ／Ｎｉ重量比が０．６以下、好ましくは０．５以下になるように設定されてもよい。
前記鋼材の中心部は、好ましくはＥＢＳＤ法で測定した１５度以上の高傾角境界を有する粒度が３０μｍ（マイクロメートル）以下であってもよい。
前記鋼材は、厚さ方向の１／２位置を中心とする厚さの２０％の範囲内である部分の、圧延方向に垂直な面に対して１５度以内の角度をなす（１００）面の面積率が４０％以下であってもよい。
前記鋼材は、好ましくは降伏強度が３９０ＭＰａ以上であってもよい。
本発明の他の側面によれば、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．１％、Ｍｎ：０．９〜１．５％、Ｎｉ：０．８〜１．５％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．１％、Ｃｕ：０．１〜０．６％、Ｓｉ：０．１〜０．４％、Ｐ：１００ｐｐｍ以下、Ｓ：４０ｐｐｍ以下、残部Ｆｅ、及びその他の不可避な不純物を含むスラブを９５０〜１１００℃に再加熱した後、１１００〜９００℃の温度で粗圧延する段階と、粗圧延されたバー（ｂａｒ）を８５０〜Ａｒ３以上の温度で仕上げ圧延して厚さ５０ｍｍ以上の鋼板を得る段階と、前記鋼板を７００℃以下の温度まで冷却する段階と、を含み、前記粗圧延時における圧延前のスラブ又はバーの中心部−表面間の温度差が、７０℃以上となるようにする脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法が提供される。
前記粗圧延時における最終第３パス（ｐａｓｓ）に対しては、パス（ｐａｓｓ）当たりの圧下率が５％以上、総累積圧下率が４０％以上であることが好ましい。
前記粗圧延後で仕上げ圧延前のバーの中心部における結晶粒の大きさは、２００μｍ以下、好ましくは１５０μｍ以下、より好ましくは１００μｍ以下であってもよい。
前記仕上げ圧延時における圧下比は、スラブ厚（ｍｍ）／仕上げ圧延後の鋼板厚（ｍｍ）の比が３．５以上、好ましくは３．８以上になるように設定されてもよい。
前記鋼板の冷却は、２℃／ｓ以上の中心部の冷却速度で行ってもよい。
前記鋼板の冷却は、３〜３００℃／ｓの平均冷却速度で行ってもよい。
前記の課題を解決するための手段は、本発明の特徴を全て列挙したものではない。本発明の様々な特徴と、それによる長所及び効果は、以下の具体的な実施形態を通じてより詳細に理解することができる。
本発明によると、高い降伏強度及び優れた脆性亀裂伝播抵抗性を有する高強度鋼材を得ることができる。
発明鋼１の厚さ中心部を光学顕微鏡で観察した写真を示す。
本発明の発明者らは、厚さが５０ｍｍ以上の厚い鋼材の降伏強度及び脆性亀裂伝播抵抗性を向上させるために、鋭意研究及び実験を行い、その結果に基づいて本発明を完成するに至った。
本発明は、鋼材の鋼組成、組織、集合組織、及び製造条件を制御して、厚い鋼材の降伏強度及び脆性亀裂伝播抵抗性を更に向上させたものである。
本発明の主要概念は、次の通りである。
１）固溶強化による強度の向上を得るために鋼組成を適切に制御したものである。特に、固溶強化のためにＭｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、及びＳｉの含有量を最適化したものである。
２）硬化能向上による強度の向上を得るために鋼組成を適切に制御したものである。特に、硬化能を向上させるために、炭素の含有量と共に、Ｍｎ、Ｎｉ、及びＣｕの含有量を最適化したものである。このように硬化能を向上させることで、冷却速度が遅い場合でも、５０ｍｍ以上の厚さを有する鋼材の中心部まで微細な組織が確保される。
３）好ましくは、強度及び脆性亀裂伝播抵抗性を向上させるために、鋼材の組織を微細化させたものである。特に、鋼材の中心部の組織を微細化させたものである。このように、鋼材の中心部の組織を微細化させることによって、結晶粒の強化による強度の向上と共に、亀裂の生成及び伝播が最小となり脆性亀裂伝播抵抗性が向上する。
４）好ましくは、脆性亀裂伝播抵抗性を向上させるために、鋼材の集合組織を制御することができる。亀裂（ｃｒａｃｋ）は鋼材の幅方向、即ち圧延方向に垂直な方向に伝播すること、及び体心立方構造（ＢＣＣ）の脆性破面が（１００）面であることを考慮して、圧延方向に垂直な面に対して１５度以内の角度をなす（１００）面の面積率が最小となるようにしたものである。
特に、微細組織が表面に比べて相対的に粗大な中心部領域の集合組織を制御したもので、このように、鋼材の集合組織、特に、鋼材の中心部領域の集合組織を制御することにより、例え亀裂が生じたとしても亀裂の伝播が最小に抑えられ、脆性亀裂伝播抵抗性が向上する。
５）好ましくは、鋼材の組織をより微細化させるために、粗圧延条件を制御することができる。特に、粗圧延時に圧下条件を制御し、十分な中心部−表面間の温度差を確保することによって鋼材の中心部まで微細な組織を確保する。
以下、本発明の一側面である脆性亀裂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。
本発明の一側面である脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材は、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．１％、Ｍｎ：０．９〜１．５％、Ｎｉ：０．８〜１．５％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．１％、Ｃｕ：０．１〜０．６％、Ｓｉ：０．１〜０．４％、Ｐ：１００ｐｐｍ以下、Ｓ：４０ｐｐｍ以下、残部Ｆｅ、及びその他の不可避な不純物を含み、並びにフェライト単相組織、ベイナイト単相組織、フェライトとベイナイトとの複合組織、フェライトとパーライトとの複合組織、及びフェライトとベイナイトとパーライトとの複合組織からなる群より選択された一つの組織を含む微細組織を有する。
以下、本発明の鋼成分及び成分範囲について説明する。
Ｃ（炭素）：０．０５〜０．１０％（以下、各成分の含有量は、重量％を意味する。）
Ｃは、基本的な強度を確保するのに最も重要な元素であるため、適切な範囲内において鋼中に含有させる必要があり、このような添加効果を得るためには、Ｃを０．０５％以上添加することが好ましい。
しかしながら、Ｃの含有量が０．１０％を超えると、多量の島状マルテンサイト生成、フェライト自体の高い強度、及び多量の低温変態相生成などにより低温靭性が低下するため、Ｃの含有量は、０．０５〜０．１０％に限定することが好ましく、より好ましくは０．０６１〜０．０９１％であり、更に好ましくは０．０６５〜０．０８５％である。
Ｍｎ（マンガン）：０．９〜１．５％
Ｍｎは、固溶強化により強度を向上させ、低温変態相が生成するように硬化能を向上させる有用な元素であって、このような効果を得るためには、０．９％以上添加することが好ましい。しかしながら、Ｍｎの含有量が１．５％を超えると、過度な硬化能の増加によって上部ベイナイト（Ｕｐｐｅｒ ｂａｉｎｉｔｅ）及びマルテンサイトの生成を促進し、中心部偏析を引き起こして粗大な低温変態相を生成させて衝撃靭性及び脆性亀裂伝播抵抗性を低下させる。
従って、Ｍｎの含有量は、０．９〜１．５％に限定することが好ましく、より好ましくは０．９７〜１．３９％であり、更に好ましくは１．１５〜１．３０％である。
Ｎｉ（ニッケル）：０．８〜１．５％
Ｎｉは、低温で転位の交差すべり（Ｃｒｏｓｓ ｓｌｉｐ）を容易にして衝撃靭性を向上させ、硬化能を向上させて強度を向上させる重要な元素であって、このような効果を得るためには、０．８％以上添加することが好ましい。しかしながら、Ｎｉが１．５％以上添加されると、硬化能が過度に上昇し、低温変態相が生成して靭性を低下させると共に、製造原価も上昇させるため、Ｎｉ含有量の上限は１．５％であることが好ましい。より好ましいＮｉ含有量の限定範囲は、０．８９〜１．４２％であり、更に好ましくは１．０１〜１．３５％である。
Ｎｂ（ニオビウム）：０．００５〜０．１％
Ｎｂは、ＮｂＣ又はＮｂＣＮの形態で析出して母材強度を向上させる。また、高温に再加熱した時に固溶したＮｂは、圧延する時に、極めて微細なＮｂＣの形態で析出してオーステナイトの再結晶を抑制することによって、組織を微細化させるという効果がある。
従って、Ｎｂは０．００５％以上添加することが好ましいが、添加過多になると、鋼材の角に脆性クラックを引き起こす可能性があるため、Ｎｂ含有量の上限は０．１％に制限することが好ましい。より好ましいＮｂ含有量の限定範囲は０．０１２〜０．０２８％であり、更に好ましくは０．０１８〜０．０２４％である。
Ｔｉ（チタニウム）：０．００５〜０．１％
Ｔｉは、再加熱時にＴｉＮとして析出し、母材及び溶接熱影響部の結晶粒の成長を抑制することによって低温靭性を大きく向上させる成分であって、このような添加効果を得るためには、０．００５％以上添加することが好ましい。
しかしながら、Ｔｉが０．１％を超えて添加されると、連続鋳造ノズルの詰まりや中心部の晶出によって低温靭性が減少する可能性があるため、Ｔｉ含有量は０．００５〜０．１％に限定することが好ましい。より好ましいＴｉ含有量の限定範囲は０．００９〜０．０２４％であり、更に好ましくは０．０１１〜０．０１８％である。
Ｐ：１００ｐｐｍ以下、Ｓ：４０ｐｐｍ以下
Ｐ、Ｓは、結晶粒界に脆性を誘発するか、粗大な介在物を形成させて脆性を誘発する元素であって、脆性亀裂伝播抵抗性を向上させるためには、Ｐ：１００ｐｐｍ以下及びＳ：４０ｐｐｍ以下に制限することが好ましい。
Ｓｉ：０．１〜０．４％
Ｓｉは、鋼材の強度を向上させ、強力な脱酸効果を持ち、清浄鋼の製造に必須の元素であって、このような効果を得るためには、０．１％以上添加することが好ましい。しかし、多量に添加すると、粗大な島状マルテンサイト（ＭＡ）相を生成させて脆性亀裂伝播抵抗性を低下させることがあるため、前記Ｓｉ含有量の上限は０．４％に制限することが好ましい。より好ましいＳｉ含有量の限定範囲は０．２２〜０．３２％であり、更に好ましくは０．２５〜０．３％である。
Ｃｕ：０．１〜０．６％
Ｃｕは、硬化能を向上させ、固溶強化を起こして鋼材の強度を向上する主要な元素であり、焼き戻し（ｔｅｍｐｅｒｉｎｇ）への適用時に、イプシロンＣｕ析出物の生成により降伏強度を高める主要な元素であるため、０．１％以上添加することが好ましい。しかし、多量に添加すると、製鋼工程において赤熱脆性（ｈｏｔ ｓｈｏｒｔｎｅｓｓ）によるスラブの亀裂を発生させることがあるため、前記Ｃｕ含有量の上限は０．６％に制限することが好ましい。より好ましいＣｕ含有量の限定範囲は０．２１〜０．５１％であり、更に好ましくは０．１８〜０．３％である。
前記Ｃｕ及びＮｉ含有量の限定範囲はＣｕ／Ｎｉ重量比が０．６以下、好ましくは０．５以下になるように設定されてもよい。上記のようにＣｕ／Ｎｉ重量比を設定すると、表面品質が更に改善できるようになる。
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、原料又は周囲環境から意図しない不純物が不可避に混入することもあるため、これを排除することはできない。これらの不純物は、通常の技術者であれば分かるものであるので、本明細書では全ての内容について特に言及しない。
本発明の鋼材は、フェライト単相組織、ベイナイト単相組織、フェライトとベイナイトとの複合組織、フェライトとパーライトとの複合組織、及びフェライトとベイナイトとパーライトとの複合組織からなる群より選択された一つの組織を含む微細組織を有する。
前記フェライトは、多角形フェライト（Ｐｏｌｙｇｏｎａｌ ｆｅｒｒｉｔｅ）又は針状フェライト（ａｃｉｃｕｌａｒ ｆｅｒｒｉｔｅ）が好ましく、ベイナイトはグラニュラーベイナイト（ｇｒａｎｕｌａｒ ｂａｉｎｉｔｅ）が好ましい。
例えば、前記Ｍｎ及びＮｉ含有量が増加すればするほど、針状フェライト及びグラニュラーベイナイトの含有率が増加し、これに伴って、強度も増加するようになる。
前記鋼材の微細組織が、パーライトを含む複合組織である場合は、パーライトの含有率は２０％以下に制限することが好ましい。
前記鋼材は、中心部のＥＢＳＤ法で測定した１５度以上の高傾角境界を有する粒度が３０μｍ以下であることが好ましい。
このように、鋼材の中心部組織の粒度を３０μｍ以下に微細化することによって、結晶粒の強化による強度の向上と共に、亀裂の生成及び伝播を最小に抑えることができるので、脆性亀裂伝播抵抗性を向上させることができる。
また、前記鋼材の、厚さ方向の１／２部位を中心とする厚さの２０％の範囲内である部分の、圧延方向に垂直な面に対して１５度以内の角度をなす（１００）面の面積率が４０％以下であることが好ましい。
上記のように集合組織を制御した主な理由は、次の通りである。亀裂（ｃｒａｃｋ）は鋼材の幅方向、即ち圧延方向と垂直な方向に伝播し、体心立方構造（ＢＣＣ）の脆性破面は（１００）面である。そこで、本発明は、圧延方向に垂直な面に対して１５度以内の角度をなす（１００）面の面積率が最小となるようにしたものである。特に、微細組織が表面に比べて相対的に粗大な中心部領域の集合組織を制御したものである。
このように、鋼材の集合組織、特に、鋼材の厚さ方向の１／２位置を中心とする厚さの２０％の範囲内である部分の、圧延方向に垂直な面に対して１５度以内の角度をなす（１００）面の面積率を４０％以下に制御することで、例え亀裂が生じたとしても亀裂の伝播を最小に抑えることができて、脆性亀裂伝播抵抗性が向上する。
前記鋼材は、降伏強度が３９０ＭＰａ以上であることが好ましい。
前記鋼材は、５０ｍｍ以上の厚さを有し、好ましくは５０〜１００ｍｍの厚さを有することができ、より好ましくは８０〜１００ｍｍの厚さを有することができる。
以下、本発明の他の側面である脆性亀裂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。
本発明の他の側面である脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法は、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．１％、Ｍｎ：０．９〜１．５％、Ｎｉ：０．８〜１．５％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．１％、Ｃｕ：０．１〜０．６％、Ｓｉ：０．１〜０．４％、Ｐ：１００ｐｐｍ以下、Ｓ：４０ｐｐｍ以下、残部Ｆｅ、及びその他の不可避な不純物を含むスラブを、９５０〜１１００℃に再加熱した後１１００〜９００℃の温度で粗圧延する段階と、粗圧延されたバー（ｂａｒ）を８５０℃〜Ａｒ３以上の温度で仕上げ圧延して鋼板を得る段階と、前記鋼板を７００℃以下の温度まで冷却する段階と、を含み、粗圧延時における圧延前のスラブ又はバーの中心部−表面間の温度差が７０℃以上になるようにするものである。
スラブ再加熱
粗圧延の前工程として、スラブを再加熱する。スラブの再加熱温度は、９５０℃以上に設定することが好ましいが、これは、鋳造中に形成されたＴｉ及び／又はＮｂの炭窒化物を固溶させるためである。また、Ｔｉ及び／又はＮｂの炭窒化物を十分に固溶させるためには、１０００℃以上に加熱することがより好ましい。但し、過度に高い温度でスラブを再加熱すると、オーステナイトが粗大化する恐れがあるため、前記再加熱温度の上限は１１００℃に制限することが好ましい。
粗圧延
再加熱されたスラブを粗圧延する。粗圧延の温度は、オーステナイトの再結晶が止まる温度（Ｔｎｒ）以上にすることが好ましい。圧延により、鋳造中に形成されたデンドライトなどの鋳造組織が破壊され、更に、オーステナイトの大きさを小さくする効果も得られる。このような効果を得るには、粗圧延温度は１１００〜９００℃に制限することが好ましい。
本発明では、粗圧延時における圧延直前のスラブ又はバーの中心部−表面間の温度差が７０℃以上となるようにする。このように、粗圧延時、中心部−表面間の温度差を付与することで、スラブ又はバーの表面部が中心部よりも低い温度を維持するようになり、このような温度差が存在する状態で圧延を行うと、相対的に温度の低い表面部よりも相対的に温度の高い中心部においてより多くの変形が生じることで、中心部の結晶粒度が更に微細化される。このとき、中心部の平均粒度が３０μｍ以下に維持されることが好ましい。
この理由は、相対的に温度の低い表面部は、相対的に温度の高い中心部よりも高い強度を有するようになるため、比較的低い強度の中心部においてより多くの変形が生じるという現象を活用した技術であり、中心部においてより多くの変形を効果的に付与するためには、中心部−表面間の温度差が１００℃以上であることが好ましく、より好ましい温度差は１００〜３００℃である。
ここで、スラブ又はバーの中心部−表面間の温度差は、粗圧延直前に実測されたスラブ又はバーの表面温度と、冷却条件及び粗圧延直前のスラブ又はバーの厚さを考慮して計算された中心部温度と、の差を意味する。
スラブの表面温度及び厚さの測定は、最初の粗圧延前に行われ、また前記バーの表面温度及び厚さの測定は、第２回目の粗圧延から粗圧延前に行われる。
そして、粗圧延を２パス以上行う場合には、スラブ又はバーの中心部−表面間の温度差は、粗圧延における各パス（ｐａｓｓ）の温度差を測定して全体の平均値を計算した温度差が７０℃以上であることを意味する。
本発明では、粗圧延時に中心部の組織を微細化するために、粗圧延時における最終第３パスに対しては、パス当たりの圧下率が５％以上、総累積圧下率が４０％以上であることが好ましい。
粗圧延時における初期圧延により再結晶された組織は、高い温度によって結晶粒成長が起こるが、最終第３パスを行う際には、圧延待機中にバーが空冷されることによって結晶粒成長速度が遅くなり、これに伴って、粗圧延時における最終の第３パスの圧下率が最終微細組織の粒度に最も大きな影響を及ぼすようになる。
また、粗圧延のパス当たりの圧下率が低くなると、中心部に十分な変形が伝わらず、中心部の粗大化による靭性の低下が発生する恐れがある。従って、最終第３パスのパス当たりの圧下率を５％以上にすることが好ましい。
一方、中心部の組織を微細化するために、粗圧延時における総累積圧下率は４０％以上に設定することが好ましい。
仕上げ圧延
粗圧延されたバーを８５０℃〜Ａｒ３（フェライト変態開始温度）以上で仕上げ圧延して鋼板を得る。より微細化された微細組織を得るには、仕上げ圧延温度を８５０℃以下として行うことが好ましい。仕上げ圧延の際、オーステナイト組織が変形されたオーステナイト組織となる。
前記粗圧延後、仕上げ圧延前のバーの中心部における結晶粒の大きさは、２００μｍ以下、好ましくは１５０μｍ以下、より好ましくは１００μｍ以下にすることができる。
前記粗圧延後、仕上げ圧延前のバーの中心部における結晶粒の大きさは、粗圧延条件などによって制御することができる。
上記のように、前記粗圧延後、仕上げ圧延前のバーの中心部における結晶粒の大きさを制御すると、オーステナイト結晶粒の微細化によって最終微細組織が微細化され、降伏／引張強度の上昇及び低温靭性の向上を得ることができる。
前記仕上げ圧延時における圧下比は、スラブ厚（ｍｍ）／仕上げ圧延後の鋼板厚（ｍｍ）の比が３．５以上、好ましくは３．８以上になるように設定されてもよい。
前記のように仕上げ圧延時に圧下比を制御すると、粗圧延及び仕上げ圧延時に圧下量が増加するのに伴い、最終微細組織の微細化による降伏／引張強度の上昇及び低温靭性の向上をもたらすことができ、更に、厚さ中心部の粒度減少により中心部の靭性の向上を得ることができる。
鋼板は、仕上げ圧延の後には５０ｍｍ以上の厚さを有し、好ましくは５０〜１００ｍｍの厚さを有し、より好ましくは８０〜１００ｍｍの厚さを有することができる。
冷却
仕上げ圧延の後、鋼板を７００℃以下に冷却する。冷却終了温度が７００℃を超えると、微細組織が適切に形成されなくなり、降伏強度が３９０Ｍｐａ以下になる可能性がある。前記鋼板の冷却は、中心部の冷却速度が２℃／ｓ以上で行うことができる。鋼板の中心部の冷却速度が２℃／ｓ未満であると、微細組織が適切に形成されなくなり、降伏強度が３９０Ｍｐａ以下になる可能性がある。また、前記鋼板の冷却は、３〜３００℃／ｓの平均冷却速度で行ってもよい。
以下に、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。但し、後述する実施例は、本発明をより詳細に説明するための例示であり、本発明の権利範囲を限定するためのものではないことに留意すべきである。本発明の権利範囲は、特許請求の範囲に記載の事項と、これから合理的に類推される事項により決定される。
（実施例１）
下記表１の組成を有する４００ｍｍ厚さの鋼スラブを、１０５０℃の温度に再加熱した後、１０２０℃の温度で粗圧延を実施してバーを製造した。スラブの粗圧延時には、表面−中心部間の平均温度差は下記表２に示すようにし、累積圧下率は、全例とも同様に５０％を適用した。
表２の粗圧延時に中心部−表面の平均温度差は、粗圧延直前に実測されたスラブ又はバー表面の温度と、バーに噴射された水の量と、粗圧延直前のスラブ厚を考慮して計算された中心部温度との差を示し、粗圧延における各パス（ｐａｓｓ）の温度差を測定して全体の平均値を計算した結果である。
上記の粗圧延されたバーの厚さは、１８０ｍｍであり、粗圧延後で仕上げ圧延前の結晶粒の大きさは８０μｍであった。
上記の粗圧延の後、７７０℃の仕上げ圧延温度で仕上げ圧延を行って下記表２の厚さを有する鋼板を得た後、５℃／ｓｅｃの冷却速度で７００℃以下の温度に冷却した。
上記のようにして製造した鋼板に対して、微細組織、降伏強度、ＥＢＳＤで測定した中心部の平均粒度、鋼材の厚さ方向の１／２位置を中心とする厚さ２０％の範囲内である部分の圧延方向に垂直な面に対して１５度以内の角度をなす（１００）面の面積率、Ｋｃａ値（脆性亀裂伝播抵抗性係数）を測定し、その結果を下記表２に示した。
表２のＫｃａ値は、鋼板に対してＥＳＳＯ ｔｅｓｔを実施して評価した値である。
Figure 2018503744
Figure 2018503744
上記表２に示すように、比較鋼１は、本発明で提示する粗圧延時に中心部−表面間の平均温度差が７０℃以下に制御されている。粗圧延時における表面の変形が中心部に十分に伝えられなかったために、中心部の粒度が３５．４μｍであり、鋼材の厚さ方向の１／２位置を中心とする厚さ２０％の範囲内である部分の圧延方向に垂直な面に対して１５度以内の角度をなす（１００）面の面積率が４０％以上であり、また、−１０℃で測定されたＫｃａ値が一般的な造船用鋼材に求められる６０００に達していないことが分かる。
比較鋼２の場合は、Ｃの含有量が本発明のＣ含有量の上限よりも高い値を有している。粗圧延時の冷却によって中心部のオーステナイトの粒度を微細化したにも関わらず、上部ベイナイト（ｕｐｐｅｒ ｂａｉｎｉｔｅ）が生成した。最終微細組織の粒度が３８．３μｍであり、鋼板の厚さ方向の１／２位置を中心とする厚さの２０％の範囲である部分の圧延方向に垂直な面に対して１５度以内の角度をなす（１００）面の面積率が４０％以上であり、更に、脆性が発生しやすい上部ベイナイトを基地組織として有することから、Ｋｃａ値も−１０℃で６０００以下の値を有することが分かる。
比較鋼３は、Ｓｉの含有量が本発明のＳｉ含有量の上限よりも高い値を有している。粗圧延時における冷却によって中心部のオーステナイトの粒度を微細化したにも関わらず、中心部において上部ベイナイト（ｕｐｐｅｒ ｂａｉｎｉｔｅ）が一部生成した。更に、Ｓｉが多量添加されることにより、ＭＡ組織が粗大に多量生成されることから、Ｋｃａ値も−１０℃で６０００以下の値を有することが分かる。
比較鋼４は、Ｍｎ含有量が本発明のＭｎ含有量の上限よりも高い値を有している。高い硬化能によって母材の微細組織が上部ベイナイトであり、粗圧延時の冷却によって中心部のオーステナイトの粒度を微細化したにも関わらず、最終微細組織の粒度が３４．２μｍを示し、鋼材の厚さ方向の１／２位置を中心とする厚さ２０％範囲内である部分の圧延方向に垂直な面に対して１５度以内の角度をなす（１００）面の面積率が４０％以上であり、また、Ｋｃａ値も−１０℃で６０００又はそれ以下の値を有することが分かる。
比較鋼５は、Ｎｉ含有量が本発明のＮｉ含有量の上限よりも高い値を有している。高い硬化能によって母材の微細組織がグラニュラーベイナイト（ｇｒａｎｕｌａｒ ｂａｉｎｉｔｅ）と上部ベイナイトとであり、粗圧延時の冷却によって中心部のオーステナイトの粒度を微細化したにも関わらず、最終微細組織の粒度が３１．２μｍを示し、また、Ｋｃａ値も−１０℃で６０００以下の値を有することが分かる。
比較鋼６は、Ｐ、Ｓそれぞれの含有量が本発明のＰ、Ｓ含有量の上限よりも高い値を有しており、他の条件が全て本発明で提示する条件を満たしているにも関わらず、高い含有量のＰ、Ｓによって脆性が発生し、Ｋｃａ値が−１０℃で６０００以下の値を有することが分かる。
これに対し、本発明の成分範囲を満たし、粗圧延時における冷却によって中心部のオーステナイトの粒度が微細化した発明鋼１〜６では、降伏強度３９０ＭＰａ以上、中心部の粒度３０μｍ以下を満たしている。微細組織は、フェライトとパーライトとの複合組織、針状フェライトの単相組織、又は針状フェライトとグラニュラーベイナイトとの複合組織、針状フェライト、パーライトとグラニュラーベイナイトとの複合組織をして有することが分かる。
また、鋼材の厚さ方向の１／２位置を中心とする厚さ２０％範囲内である部分の圧延方向に垂直な面に対して１５度以内の角度をなす（１００）面の面積率が４０％以下であり、Ｋｃａ値も−１０℃で６０００又はそれ以上の値を満たしていることが分かる。
図１は、発明鋼１の厚さ中心部を光学顕微鏡で観察した写真を示す。図１に示すように、厚さ中心部の組織が微細化されている。
（実施例２）
鋼下記表３に示すように、スラブのＣｕ／Ｎｉ重量比を変化させたこと以外は、実施例１の発明鋼２と同様の組成及び製造条件で鋼板を製造し、製造された鋼板の表面特性を調査し、その結果を下記表３に示した。
下記表３において、鋼板の表面特性とは、Ｈｏｔ ｓｈｏｒｔｎｅｓｓにより表面部のスタークラックが発生したか否かを測定したことをいう。
Figure 2018503744
下記表３に示すように、Ｃｕ／Ｎｉ重量比を適切に制御することで、鋼板の表面特性が改善されることが分かる。
（実施例３）
粗圧延後の、仕上げ圧延前の結晶粒の大きさ（μｍ）を下記表４に示すように変化させたこと以外は、実施例１の発明鋼１と同一の組成及び製造条件で鋼板を製造し、製造された鋼板の中心部の粒度平均特性を調査し、その結果を下記表４に示した。
Figure 2018503744
下記表４に示すように、粗圧延後のバー状態の中心部における結晶粒の大きさが減少するほど、中心部の平均粒度が微細になることが分かり、これによって、脆性亀裂伝播抵抗性が向上することが予想できる。
以上、実施例を参照して説明したが、当該技術分野の熟練された当業者は、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外れない範囲内で本発明を多様に修正及び変更できるということを理解することができる。

Claims (18)

  1. 重量％で、Ｃ：０．０５乃至０．１％、Ｍｎ：０．９乃至１．５％、Ｎｉ：０．８乃至１．５％、Ｎｂ：０．００５乃至０．１％、Ｔｉ：０．００５乃至０．１％、Ｃｕ：０．１乃至０．６％、Ｓｉ：０．１乃至０．４％、Ｐ：１００ｐｐｍ以下、Ｓ：４０ｐｐｍ以下、残部Ｆｅ、及びその他の不可避な不純物を含み、フェライト単相組織、ベイナイト単相組織、フェライトとベイナイトとの複合組織、フェライトとパーライトとの複合組織、及びフェライトとベイナイトとパーライトとの複合組織からなる群より選択された一つの組織を含む微細組織を有し、且つ厚さが５０ｍｍ以上であることを特徴とする脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材。
  2. 前記Ｃｕ及びＮｉの含有量は、Ｃｕ／Ｎｉ重量比が０．６以下になるように設定されることを特徴とする請求項１に記載の脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材。
  3. 前記フェライトは針状フェライト（ａｃｉｃｕｌａｒ ｆｅｒｒｉｔｅ）又は多角形フェライト（ｐｏｌｙｇｏｎａｌ ｆｅｒｒｉｔｅ）であり、前記ベイナイトはグラニュラーベイナイト（ｇｒａｎｕｌａｒ ｂａｉｎｉｔｅ）であることを特徴とする請求項１に記載の脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材。
  4. 前記鋼材の微細組織がパーライトを含む複合組織である場合は、前記パーライトの分率が２０％以下であることを特徴とする請求項１に記載の脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材。
  5. 前記鋼材は、鋼材厚さの中心部をＥＢＳＤ法で測定した１５度以上の高傾角境界を有する粒度が３０μｍ以下であることを特徴とする請求項１に記載の脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材。
  6. 前記鋼材は、降伏強度が３９０ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１に記載の脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材。
  7. 前記鋼材は、厚さ方向の１／２位置を中心とする厚さの２０％の範囲内である部分の、圧延方向に垂直な面に対して１５度以内の角度をなす（１００）面の面積率が４０％以下であることを特徴とする請求項１に記載の脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材。
  8. 前記鋼材は、厚さが８０乃至１００ｍｍであることを特徴とする請求項１に記載の脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材。
  9. 重量％で、Ｃ：０．０５乃至０．１％、Ｍｎ：０．９乃至１．５％、Ｎｉ：０．８乃至１．５％、Ｎｂ：０．００５乃至０．１％、Ｔｉ：０．００５乃至０．１％、Ｃｕ：０．１乃至０．６％、Ｓｉ：０．１乃至０．４％、Ｐ：１００ｐｐｍ以下、Ｓ：４０ｐｐｍ以下、残部Ｆｅ、及びその他の不可避な不純物を含むスラブを、９５０乃至１１００℃に再加熱した後、１１００乃至９００℃の温度で粗圧延する段階と、粗圧延されたバー（ｂａｒ）を、８５０℃乃至Ａｒ３以上の温度で仕上げ圧延して厚さ５０ｍｍ以上の鋼板を得る段階と、前記鋼板を、７００℃以下の温度まで冷却する段階と、を含み、粗圧延時における圧延前のスラブ又は、バーの中心部−表面間の温度差が７０℃以上となるようにすることを特徴とする脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法。
  10. 前記Ｃｕ及びＮｉの含有量は、Ｃｕ／Ｎｉ重量比が０．６以下になるように設定されることを特徴とする請求項９に記載の脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法。
  11. 前記スラブ又はバーの厚さにおける中心部と前記スラブ又はバーの外表面との温度差が１００乃至３００℃であることを特徴とする請求項９に記載の脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法。
  12. 前記スラブ又はバーの厚さにおける中心部と前記スラブ又はバーの外表面との温度差は、粗圧延直前に実測されたスラブ又はバーの表面温度と、冷却条件及び粗圧延直前のスラブ又はバーの厚さを考慮して計算された中心部温度との差であることを特徴とする請求項９に記載の脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法。
  13. 前記粗圧延が２パス以上行われ、更に、スラブ又はバーの厚さにおける中心部と前記スラブ又はバーの外表面間の温度差は、粗圧延における各パス（ｐａｓｓ）の温度差を測定して全体の平均値を計算した温度差であることを特徴とする請求項９に記載の脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法。
  14. 粗圧延時における最終の第３パスに対しては、パス当たりの圧下率が５％以上であり、総累積圧下率が４０％以上であることを特徴とする請求項９に記載の脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法。
  15. 前記粗圧延後、仕上げ圧延前のバーの中心部における結晶粒の大きさは、２００μｍ以下であることを特徴とする請求項９に記載の脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法。
  16. 前記仕上げ圧延時における圧下比は、スラブ厚（ｍｍ）／仕上げ圧延後の鋼板厚（ｍｍ）の比が３．５以上になるように設定されることを特徴とする請求項９に記載の脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法。
  17. 前記鋼板の冷却は、中心部の冷却速度が２℃／ｓ以上で行うことを特徴とする請求項９に記載の脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法。
  18. 前記鋼板の冷却は、平均冷却速度が３乃至３００℃／ｓで行うことを特徴とする請求項９に記載の脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法。
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