JP2018504524A - 脆性亀裂伝播抵抗性に優れた構造用極厚鋼材及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】脆性亀裂伝播抵抗性に優れた構造用極厚鋼材および脆性亀裂伝播抵抗性に優れた構造用極厚鋼材の製造に当たり合金組成及び微細組織を制御する製造方法を提供する。【解決手段】本発明は、重量％で、Ｃ：０．０２〜０．１０％、Ｍｎ：０．８〜２．５％、Ｎｉ：０．０５〜１．５％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．１％を含み、残部が鉄（Ｆｅ）及びその他不可避な不純物からなり、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の複合組織、フェライトとパーライトの複合組織、及びフェライト、ベイナイトとパーライト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と優れた降伏強度及び中心部の衝撃遷移温度を有することを特徴とする。
Description
本発明は、脆性亀裂伝播抵抗性に優れた構造用極厚鋼材及びその製造方法に係り、より詳しくは、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｔｉを含み、フェライト、ベイナイト単相組織、フェライトとベイナイト、フェライトとパーライト、及びフェライト、ベイナイトとパーライト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脆性亀裂伝播抵抗性に優れた構造用極厚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と、構造物の軽量化が可能となるため経済的な利益が得られるだけでなく、鋼板の厚さを薄くできるため加工及び溶接作業の容易性をともに確保することができる。
一般に、高強度鋼は、極厚材の製造時に総圧下率が低下し、中心部に十分な変形を与えることができないため、中心部の組織が粗大化し、その結果、硬化能が上昇して、ベイナイトなどの低温変態相が生成される。
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くなる。
構造物の設計時に高強度鋼を用いると、構造物の軽量化が可能となるため経済的な利益が得られるだけでなく、鋼板の厚さを薄くできるため加工及び溶接作業の容易性をともに確保することができる。
一般に、高強度鋼は、極厚材の製造時に総圧下率が低下し、中心部に十分な変形を与えることができないため、中心部の組織が粗大化し、その結果、硬化能が上昇して、ベイナイトなどの低温変態相が生成される。
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くなる。
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る事例が増加しつつあるが、中心部に低温変態相が生成されると、脆性亀裂伝播抵抗性が非常に低下する現象が起こるため、極厚高強度鋼材の脆性亀裂伝播抵抗性を向上させることは非常に難しい状況である。
一方、降伏強度３５０ＭＰａ以上の高強度鋼の場合、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に仕上げ圧延時に表面冷却を適用するか、圧延時に曲げ応力を与えて粒度を調節するか、又は二相域圧延により表層を微細化するなどの多様な技術が導入されている。
一方、降伏強度３５０ＭＰａ以上の高強度鋼の場合、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に仕上げ圧延時に表面冷却を適用するか、圧延時に曲げ応力を与えて粒度を調節するか、又は二相域圧延により表層を微細化するなどの多様な技術が導入されている。
しかしながら、上記技術の場合、表層部の組織微細化には有利であるが、中心部の組織粗大化によって衝撃靭性が低下する問題は解決できないため、脆性亀裂伝播抵抗性への根本的な対策とは言い難い。
また、量産体制に当たって生産性が大きく低下することが予想されるため、商業的適用には無理があると言える。
さらに、靭性の向上に役立つＮｉなどの元素を多量添加して脆性亀裂伝播抵抗性を向上させることができるが、Ｎｉは高価な元素であるため、製造原価の面からも、商業化が難しい状況である。
また、量産体制に当たって生産性が大きく低下することが予想されるため、商業的適用には無理があると言える。
さらに、靭性の向上に役立つＮｉなどの元素を多量添加して脆性亀裂伝播抵抗性を向上させることができるが、Ｎｉは高価な元素であるため、製造原価の面からも、商業化が難しい状況である。
本発明が目的とするところは、脆性亀裂伝播抵抗性に優れた構造用極厚鋼材を提供することである。
また、脆性亀裂伝播抵抗性に優れた構造用極厚鋼材の製造に当たり合金組成及び微細組織を制御する製造方法を提供することである。
また、脆性亀裂伝播抵抗性に優れた構造用極厚鋼材の製造に当たり合金組成及び微細組織を制御する製造方法を提供することである。
本発明は、重量％で、Ｃ：０．０２〜０．１０％、Ｍｎ：０．８〜２．５％、Ｎｉ：０．０５〜１．５％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．１％を含み、残部が鉄（Ｆｅ）及びその他不可避な不純物からなり、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の複合組織、フェライトとパーライトの複合組織、及びフェライト、ベイナイトとパーライト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ことを特徴とする。
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、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。
前記構造用極厚鋼材は、板厚の中心部において、ＥＳＢＤ方法で測定した１５度以上の高傾角境界を有する粒度が１５μｍ以下であることを特徴とする。
前記構造用極厚鋼材は、降伏強度が３５０ＭＰａ以上であり、中心部の衝撃遷移温度が−６０℃以下であることを特徴とする。
構造用極厚鋼材は、厚さが１０〜１００ｍｍであることを特徴とする。
また、本発明は、重量％で、Ｃ：０．０２〜０．１％、Ｍｎ：０．８〜２．５％、Ｎｉ：０．０５〜１．５％、Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．１％を含み、残部が鉄（Ｆｅ）及びその他不可避な不純物からなるスラブを９５０〜１１００℃に再加熱した後、１１００〜９００℃の温度で粗圧延する段階と、前記粗圧延されたバー（ｂａｒ）を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、前記粗圧延の際の圧延前のスラブ又はバーの厚さ方向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を１００℃以上とすることを特徴とする。
前記スラブ又はバーの厚さ方向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１００〜３００℃であることを特徴とする。
前記スラブ又はバーの厚さ方向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。
前記粗圧延が２パス以上行われ、スラブ又はバーの厚さ方向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。
前記スラブ又はバーの厚さ方向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、冷却装置を使用してスラブ又はバーを冷却することにより得られることを特徴とする。
前記冷却装置の冷却媒体は、水、空気、液相冷却剤、及び気相冷却剤のうち少なくとも１種であることを特徴とする。
前記粗圧延時における総累積圧下率が４０％以上であることを特徴とする。
前記鋼板の冷却は、２℃／ｓ以上の中心部の冷却速度で行うことを特徴とする。
前記鋼板の冷却は、３〜３００℃／ｓの平均冷却速度で行うことを特徴とする。
本発明によると、優れた降伏強度及び中心部の衝撃遷移温度を有する脆性亀裂伝播抵抗性に優れた構造用極厚鋼材を得ることができる。
本発明の発明者らは、従来の問題点を解決するとともに、従来よりも優れた降伏強度及び中心部の衝撃遷移温度を有する構造用極厚鋼材を確保するために研究を行った結果、構造用極厚鋼材の合金設計及び微細組織を適切に制御することにより、構造用極厚鋼材の脆性亀裂伝播抵抗性を向上させることができることを認識し、これに基づいて本発明を完成させた。
以下、本発明の脆性亀裂伝播抵抗性に優れた構造用極厚鋼材について詳細に説明する。
本発明の脆性亀裂伝播抵抗性に優れた構造用極厚鋼材は、重量％で、Ｃ：０．０２〜０．１０％、Ｍｎ：０．８〜２．５％、Ｎｉ：０．０５〜１．５％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．１％を含み、残部が鉄（Ｆｅ）及びその他不可避な不純物からなり、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の複合組織、フェライトとパーライトの複合組織、及びフェライト、ベイナイトとパーライト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。
このような構造用極厚鋼材は、１０〜１００ｍｍの厚さとすることができ、好ましくは５０〜１００ｍｍの厚さを有することができる。
本発明の脆性亀裂伝播抵抗性に優れた構造用極厚鋼材は、重量％で、Ｃ：０．０２〜０．１０％、Ｍｎ：０．８〜２．５％、Ｎｉ：０．０５〜１．５％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．１％を含み、残部が鉄（Ｆｅ）及びその他不可避な不純物からなり、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の複合組織、フェライトとパーライトの複合組織、及びフェライト、ベイナイトとパーライト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。
このような構造用極厚鋼材は、１０〜１００ｍｍの厚さとすることができ、好ましくは５０〜１００ｍｍの厚さを有することができる。
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）：０．０２〜０．１０％（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れる必要があり、このような添加効果を得るためには、Ｃを０．０２％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、島状マルテンサイトの多量生成及びフェライト自体の高い強度によって低温靭性を低下させるため、上記Ｃの含有量は、０．０２〜０．１０％に限定することが好ましい。
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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れる必要があり、このような添加効果を得るためには、Ｃを０．０２％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、島状マルテンサイトの多量生成及びフェライト自体の高い強度によって低温靭性を低下させるため、上記Ｃの含有量は、０．０２〜０．１０％に限定することが好ましい。
Ｍｎ（マンガン）：０．８〜２．５％
Ｍｎは、固溶強化により強度を向上させ、低温変態相が生成されるように硬化能を向上させる有用な元素であるため、０．８％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２．５％を超えると、硬化能が増加しすぎるようになり、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て衝撃靭性及び脆性亀裂伝播抵抗性を低下させるため、上記Ｍｎの含有量は、０．８〜２．５％に限定することが好ましい。
Ｍｎは、固溶強化により強度を向上させ、低温変態相が生成されるように硬化能を向上させる有用な元素であるため、０．８％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２．５％を超えると、硬化能が増加しすぎるようになり、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て衝撃靭性及び脆性亀裂伝播抵抗性を低下させるため、上記Ｍｎの含有量は、０．８〜２．５％に限定することが好ましい。
Ｎｉ（ニッケル）：０．０５〜１．５％
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及び硬化能を向上させることで強度を向上させる重要な元素であって、衝撃靭性及び脆性亀裂伝播抵抗性を向上させるためには、０．０５％以上添加することが好ましい。しかしながら、上記Ｎｉが１．５％以上添加されると、硬化能が過度に上昇して低温変態相が生成され、その結果、靭性を低下させ、製造原価も上昇させる可能性があるため、上記Ｎｉの含有量の上限は１．５％に限定することが好ましい。
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及び硬化能を向上させることで強度を向上させる重要な元素であって、衝撃靭性及び脆性亀裂伝播抵抗性を向上させるためには、０．０５％以上添加することが好ましい。しかしながら、上記Ｎｉが１．５％以上添加されると、硬化能が過度に上昇して低温変態相が生成され、その結果、靭性を低下させ、製造原価も上昇させる可能性があるため、上記Ｎｉの含有量の上限は１．５％に限定することが好ましい。
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の強度を向上させる。
また、高温に再加熱する際に、固溶したＮｂは、圧延時にＮｂＣの形態で極めて微細に析出し、オーステナイトの再結晶を抑制することで、組織を微細化するという効果を奏する。
したがって、Ｎｂは０．００５％以上添加することが好ましいが、過量添加すると、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の含有量の下限は、０．１％に制限することが好ましい。
Ｎｂは、ＮｂＣ又はＮｂＣＮの形態で析出して母材の強度を向上させる。
また、高温に再加熱する際に、固溶したＮｂは、圧延時にＮｂＣの形態で極めて微細に析出し、オーステナイトの再結晶を抑制することで、組織を微細化するという効果を奏する。
したがって、Ｎｂは０．００５％以上添加することが好ましいが、過量添加すると、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の含有量の下限は、０．１％に制限することが好ましい。
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で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又は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の含有量は０．００５〜０．１％に限定することが好ましい。
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で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又は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の含有量は０．００５〜０．１％に限定することが好ましい。
本発明の残部は鉄（Ｆｅ）である。
但し、通常の製造過程において、原料又は周囲環境により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。
かかる不純物は、通常の技術者であれば誰でも分かるものであるため、本明細書では全ての内容について特に言及しない。
但し、通常の製造過程において、原料又は周囲環境により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。
かかる不純物は、通常の技術者であれば誰でも分かるものであるため、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の複合組織、フェライトとパーライトの複合組織、及びフェライト、ベイナイトとパーライト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、ベイナイトとパーライトの複合組織において、パーライトの割合は３０体積％以下に限定することが好ましい。
前記フェライトは針状フェライト（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。このとき、前記フェライトとしては、必要に応じて、多角形フェライト（ｐｏｌｙｇｏｎａｌ ｆｅｒｒｉｔｅ）を使用することができる。
前記フェライト、ベイナイトとパーライトの複合組織において、パーライトの割合は３０体積％以下に限定することが好ましい。
前記フェライトは針状フェライト（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。このとき、前記フェライトとしては、必要に応じて、多角形フェライト（ｐｏｌｙｇｏｎａｌ ｆｅｒｒｉｔｅ）を使用することができる。
Ｍｎ及びＮｉの含有量が増加するほど、針状フェライト（ａｃｉｃｕｌａｒ ｆｅｒｒｉｔｅ）又は多角形フェライト、及びグラニュラーベイナイト（ｇｒａｎｕｌａｒ ｂａｉｎｉｔｅ）の分率が増加する。これにより、強度も増加する。
前記鋼材は、板厚の中心部において、ＥＢＳＤ方法で測定した１５度以上の高傾角境界を有する粒度が１５μｍ以下であることが好ましい。
また、降伏強度が３５０ＭＰａ以上であり、中心部の衝撃遷移温度が−６０℃以下であることが好ましい。
前記鋼材は、板厚の中心部において、ＥＢＳＤ方法で測定した１５度以上の高傾角境界を有する粒度が１５μｍ以下であることが好ましい。
また、降伏強度が３５０ＭＰａ以上であり、中心部の衝撃遷移温度が−６０℃以下であることが好ましい。
本発明の脆性亀裂伝播抵抗性に優れた構造用極厚鋼材の製造方法は、重量％で、Ｃ：０．０２〜０．１％、Ｍｎ：０．８〜２．５％、Ｎｉ：０．０５〜１．５％、Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．１％を含み、
残部が鉄（Ｆｅ）及びその他不可避な不純物からなるスラブを９５０〜１１００℃に再加熱した後、１１００〜９００℃の温度で粗圧延する段階と、上記粗圧延されたバー（ｂａｒ）をＡｒ３以上の温度で仕上げ圧延して鋼板を得る段階と、上記鋼板を７００℃以下の温度まで冷却する段階と、を含み、上記粗圧延時における圧延前のスラブ又はバーの厚さ方向における中心部と上記スラブ又はバーの外表面との温度差を１００℃以上とする。
残部が鉄（Ｆｅ）及びその他不可避な不純物からなるスラブを９５０〜１１００℃に再加熱した後、１１００〜９００℃の温度で粗圧延する段階と、上記粗圧延されたバー（ｂａｒ）をＡｒ３以上の温度で仕上げ圧延して鋼板を得る段階と、上記鋼板を７００℃以下の温度まで冷却する段階と、を含み、上記粗圧延時における圧延前のスラブ又はバーの厚さ方向における中心部と上記スラブ又はバーの外表面との温度差を１００℃以上とする。
スラブの再加熱温度：９５０〜１１００℃
スラブの再加熱温度は、９５０℃以上とすることが好ましい。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、高すぎる温度で再加熱すると、オーステナイトが粗大化するおそれがあるため、再加熱温度の上限は１１００℃であることが好ましい。
スラブの再加熱温度は、９５０℃以上とすることが好ましい。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、高すぎる温度で再加熱すると、オーステナイトが粗大化するおそれがあるため、再加熱温度の上限は１１００℃であることが好ましい。
粗圧延温度：１１００〜９００℃、及び粗圧延前のスラブ又はバーの厚さ方向における中心部と上記スラブ又はバーの外表面との温度差：１００℃以上
再加熱されたスラブを粗圧延する粗圧延温度は、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を破壊し、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、粗圧延温度を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厚さ方向における中心部と上記スラブ又はバーの外表面との温度差を１００℃以上とする。
再加熱されたスラブを粗圧延する粗圧延温度は、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を破壊し、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、粗圧延温度を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厚さ方向における中心部と上記スラブ又はバーの外表面との温度差を１００℃以上とする。
このような中心部と外表面との温度差は、例えば、冷却装置を使用して加熱されたスラブ又はバーを冷却することにより得られる。冷却装置は、特に限定されず、例えば、冷却媒体としては、水、空気、液相冷却剤、及び気相冷却剤のうち少なくとも１種などが挙げられる。
このように、粗圧延時のスラブ又はバーの厚さ方向における中心部とスラブ又はバーの外表面との温度差を付与することで、スラブ又はバーの外表面が中心部よりも低い温度を維持し、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、中心部の粒度がさらに微細化される。中心部の平均粒度は１５μｍ以下に維持することが好ましい。
このように、粗圧延時のスラブ又はバーの厚さ方向における中心部とスラブ又はバーの外表面との温度差を付与することで、スラブ又はバーの外表面が中心部よりも低い温度を維持し、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、中心部の粒度がさらに微細化される。中心部の平均粒度は１５μｍ以下に維持することが好ましい。
これは、相対的に温度の低い表面部が相対的に温度の高い中心部よりも高強度を有するようになり、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現象を活用した技術である。中心部により多くの変形を効果的に付与するためには、上記中心部と外表面との温度差が、１００℃以上であることが好ましく、１００〜３００℃であることがより好ましい。
ここで、スラブ又はバーの厚さ方向における中心部とスラブ又はバーの外表面との温度差とは、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。
ここで、スラブ又はバーの厚さ方向における中心部とスラブ又はバーの外表面との温度差とは、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、バーの表面温度及び厚さの測定は、２回目の粗圧延から粗圧延前までに行われる。
そして、粗圧延を２パス以上行う場合、スラブ又はバーの厚さ方向における中心部と上記スラブ又はバーの外表面との温度差とは、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１００℃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、粗圧延時における総累積圧下率を４０％以上とすることが好ましい。
そして、粗圧延を２パス以上行う場合、スラブ又はバーの厚さ方向における中心部と上記スラブ又はバーの外表面との温度差とは、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１００℃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、粗圧延時における総累積圧下率を４０％以上とすることが好ましい。
仕上げ圧延温度：Ａｒ３（フェライト変態開始温度）以上。
粗圧延されたバーをＡｒ３以上で仕上げ圧延して鋼板を得る。
仕上げ圧延の際に、オーステナイト組織が変形する。
圧延後の冷却：７００℃以下に冷却。
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３５０Ｍｐａ以下となる可能性がある。
鋼板の冷却は、２℃／ｓ以上の中心部の冷却速度で行う。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３５０Ｍｐａ以下となる可能性がある。
また、上記鋼板の冷却は、３〜３００℃／ｓの平均冷却速度で行う。
粗圧延されたバーをＡｒ３以上で仕上げ圧延して鋼板を得る。
仕上げ圧延の際に、オーステナイト組織が変形する。
圧延後の冷却：７００℃以下に冷却。
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３５０Ｍｐａ以下となる可能性がある。
鋼板の冷却は、２℃／ｓ以上の中心部の冷却速度で行う。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３５０Ｍｐａ以下となる可能性がある。
また、上記鋼板の冷却は、３〜３００℃／ｓの平均冷却速度で行う。
以下、実施例により本発明をより具体的に説明する。
表１の組成を有する鋼スラブを１０７０℃の温度に再加熱した後、１０５０℃の温度で粗圧延を行った。スラブの粗圧延時における中心部と外表面との平均温度差は表２のとおりである。また、累積圧下率は５０％とした。
表２の粗圧延時における中心部と表面との平均温度差は、粗圧延直前に実測されたスラブ又はバーの表面温度と、バーに噴射された水量と、粗圧延直前のスラブの厚さ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する。
粗圧延後に、７８０℃の仕上げ圧延温度で仕上げ圧延を行って表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。
表１の組成を有する鋼スラブを１０７０℃の温度に再加熱した後、１０５０℃の温度で粗圧延を行った。スラブの粗圧延時における中心部と外表面との平均温度差は表２のとおりである。また、累積圧下率は５０％とした。
表２の粗圧延時における中心部と表面との平均温度差は、粗圧延直前に実測されたスラブ又はバーの表面温度と、バーに噴射された水量と、粗圧延直前のスラブの厚さ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する。
粗圧延後に、７８０℃の仕上げ圧延温度で仕上げ圧延を行って表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。
上記条件で製造された鋼板について、微細組織、降伏強度、中心部の平均粒度、中心部の衝撃遷移温度、及びＫｃａ値（脆性亀裂伝播抵抗性係数）を調査し、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試験（ＥＳＳＯ ｔｅｓｔ）を行って評価した値である。
表２のＫｃａ値は、鋼板に対してＥＳＳＯ試験（ＥＳＳＯ ｔｅｓｔ）を行って評価した値である。
表２に示すように、比較鋼１及び２は、本発明で提示する粗圧延時の厚さ方向における中心部と外表面との平均温度差が１００℃未満に制御されており、粗圧延時における中心部に十分な変形が伝わらず、中心部の粒度がそれぞれ２５．３μｍ及び２９．６μｍであるため、中心部の衝撃遷移温度が−６０℃未満を示すことが分かる。したがって、−１０℃で測定されたＫｃａ値が一般的な造船用鋼材において求められる６０００を超えないことが分かる。
また、比較鋼３及び５は、本発明で提示するＣ及びＭｎの上限よりも高い値を有しており、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、上部ベイナイト（ｕｐｐｅｒ ｂａｉｎｉｔｅ）が生成されることにより最終微細組織の粒度がそれぞれ３２μｍ及び３８μｍ以上であり、さらに、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、中心部の衝撃遷移温度が−６０℃以上であることが分かる。
したがって、Ｋｃａ値も−１０℃で６０００以下の値を有することが分かる。
また、比較鋼３及び５は、本発明で提示するＣ及びＭｎの上限よりも高い値を有しており、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、上部ベイナイト（ｕｐｐｅｒ ｂａｉｎｉｔｅ）が生成されることにより最終微細組織の粒度がそれぞれ３２μｍ及び３８μｍ以上であり、さらに、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、中心部の衝撃遷移温度が−６０℃以上であることが分かる。
したがって、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、本発明で提示するＮｉの含有量の上限よりも高い値を有しており、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）と上部ベイナイトであることが分かる。
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、最終微細組織の粒度が２６μｍを示し、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、中心部の衝撃遷移温度が−６０℃以上であることが分かる。
したがって、Ｋｃａ値も−１０℃で６０００以下の値を有している。
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、最終微細組織の粒度が２６μｍを示し、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、中心部の衝撃遷移温度が−６０℃以上であることが分かる。
したがって、Ｋｃａ値も−１０℃で６０００以下の値を有している。
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された発明鋼１〜６は、降伏強度３５０ＭＰａ以上、中心部の粒度１５μｍ以下を満たしており、フェライトとパーライト組織、針状フェライト単相組織、針状フェライト又は多角形フェライトとグラニュラーベイナイトの複合組織、又は針状フェライト、パーライトとグラニュラーベイナイトの複合組織を微細組織として有することが分かる。
中心部の衝撃遷移温度は６０℃以下であり、Ｋｃａ値も−１０℃で６０００以上の値を満たしている。
本発明の鋼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からも分かるように、本発明の鋼１では中心部の組織が微細化されている。
中心部の衝撃遷移温度は６０℃以下であり、Ｋｃａ値も−１０℃で６０００以上の値を満たしている。
本発明の鋼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からも分かるように、本発明の鋼１では中心部の組織が微細化されている。
以上、本発明に関する好ましい実施例を説明したが、本発明は前記実施形態に限定されるものではなく、本発明の属する技術分野を逸脱しない範囲での全ての変更が含まれる。
Claims (14)
- 重量％で、Ｃ：０．０２〜０．１０％、Ｍｎ：０．８〜２．５％、Ｎｉ：０．０５〜１．５％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．１％を含み、残部が鉄（Ｆｅ）及びその他不可避な不純物からなり、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の複合組織、フェライトとパーライトの複合組織、及びフェライト、ベイナイトとパーライト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ことを特徴とする脆性亀裂伝播抵抗性に優れた構造用極厚鋼材。
- 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、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構造用極厚鋼材。
- 前記構造用極厚鋼材は、板厚の中心部において、ＥＳＢＤ方法で測定した１５度以上の高傾角境界を有する粒度が１５μｍ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構造用極厚鋼材。
- 前記構造用極厚鋼材は、降伏強度が３５０ＭＰａ以上であり、中心部の衝撃遷移温度が−６０℃以下であることを特徴とする請求項１に記載の脆性亀裂伝播抵抗性に優れた構造用極厚鋼材。
- 構造用極厚鋼材は、厚さが１０〜１００ｍｍ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構造用極厚鋼材。
- 重量％で、Ｃ：０．０２〜０．１％、Ｍｎ：０．８〜２．５％、Ｎｉ：０．０５〜１．５％、Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．１％を含み、残部が鉄（Ｆｅ）及びその他不可避な不純物からなるスラブを９５０〜１１００℃に再加熱した後、１１００〜９００℃の温度で粗圧延する段階と、前記粗圧延されたバー（ｂａｒ）を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、前記粗圧延の際の圧延前のスラブ又はバーの厚さ方向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を１００℃以上とすることを特徴とする脆性亀裂伝播抵抗性に優れた構造用極厚鋼材の製造方法。
- 前記スラブ又はバーの厚さ方向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１００〜３００℃であることを特徴とする請求項６に記載の脆性亀裂伝播抵抗性に優れた構造用極厚鋼材の製造方法。
- 前記スラブ又はバーの厚さ方向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６に記載の脆性亀裂伝播抵抗性に優れた構造用極厚鋼材の製造方法。
- 前記粗圧延が２パス以上行われ、スラブ又はバーの厚さ方向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６に記載の脆性亀裂伝播抵抗性に優れた構造用極厚鋼材の製造方法。
- 前記スラブ又はバーの厚さ方向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、冷却装置を使用してスラブ又はバーを冷却することにより得られることを特徴とする請求項６に記載の脆性亀裂伝播抵抗性に優れた構造用極厚鋼材の製造方法。
- 前記冷却装置の冷却媒体は、水、空気、液相冷却剤、及び気相冷却剤のうち少なくとも１種であることを特徴とする請求項１０に記載の脆性亀裂伝播抵抗性に優れた構造用極厚鋼材の製造方法。
- 前記粗圧延時における総累積圧下率が４０％以上であることを特徴とする請求項６に記載の脆性亀裂伝播抵抗性に優れた構造用極厚鋼材の製造方法。
- 前記鋼板の冷却は、２℃／ｓ以上の中心部の冷却速度で行うことを特徴とする請求項６に記載の脆性亀裂伝播抵抗性に優れた構造用極厚鋼材の製造方法。
- 前記鋼板の冷却は、３〜３００℃／ｓの平均冷却速度で行うことを特徴とする請求項６に記載の脆性亀裂伝播抵抗性に優れた構造用極厚鋼材の製造方法。
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