JP2019504200A - 応力腐食割れ抵抗性及び低温靭性に優れた低降伏比高強度鋼材及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】応力腐食割れ抵抗性及び低温靭性に優れた低降伏比高強度鋼材を提供する。【解決手段】本発明の低降伏比高強度鋼材は、重量％で、炭素（Ｃ）を０．０２％〜０．１０％、マンガン（Ｍｎ）を０．５％〜２．０％、シリコン（Ｓｉ）を０．０５％〜０．５％、ニッケル（Ｎｉ）を０．０５％〜１．０％、チタン（Ｔｉ）を０．００５％〜０．１％、アルミニウム（Ａｌ）を０．００５％〜０．５％、ニオブ（Ｎｂ）を０．００５％以下、リン（Ｐ）を０．０１５％以下、硫黄（Ｓ）を０．０１５％以下含み、残りはＦｅ及びその他の不可避不純物からなり、微細組織は、面積％で、針状フェライト（Ａｃｉｃｕｌａｒ Ｆｅｒｒｉｔｅ）が６０％以上であり、残りが、ベイナイト（Ｂａｉｎｉｔｅ）、ポリゴナルフェライト（Ｐｏｌｙｇｏｎａｌ Ｆｅｒｒｉｔｅ）、及びＭＡ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）のうちの１種以上からなる。【選択図】図３
Description
本発明は、応力腐食割れ抵抗性及び低温靭性に優れた低降伏比高強度鋼材に関する。
液化ガス貯蔵用タンクに用いられる鋼材は、液化ガスの種類によって異なるが、通常、ガスの液化温度が常圧で低温（ＬＰＧの場合、−５２℃）であるため、母材はいうまでもなく、溶接部にも優れた低温靭性が求められてきた。
また、液体アンモニア（ＬＡＧ）は、鋼材の応力腐食割れ（ＳＣＣ：Ｓｔｒｅｓｓ Ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ Ｃｒａｃｋｉｎｇ）を起こすことが知られており、ＩＧＣ ＣＯＤＥ（Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ｃｏｄｅ ｆｏｒ ｔｈｅ Ｃｏｎｓｔｒｕｃｔｉｏｎ ａｎｄ Ｅｑｕｉｐｍｅｎｔ ｏｆ Ｓｈｉｐｓ Ｃａｒｒｙｉｎｇ Ｌｉｑｕｅｆｉｅｄ Ｇａｓｅｓ ｉｎ Ｂｕｌｋ）では、酸素分圧、温度などの製造時における操業条件を規制するとともに、鋼材のＮｉ含有量を５％以下に制限し、実降伏強度を４４０ＭＰａ以下に制限するよう規定している。
また、ガスタンク（Ｇａｓ Ｔａｎｋ）用鋼材を溶接してガスタンク（Ｇａｓ Ｔａｎｋ）を製造する場合、溶接部の応力を除去することが重要である。溶接部の応力を除去する方法としては、熱処理によるＰＷＨＴ（Ｐｏｓｔ Ｗｅｌｄｉｎｇ Ｈｅａｔ Ｔｒｅａｔｍｅｎｔ）方法、及び溶接部に静水圧を加えるなどにより応力を除去する機械的応力除去（ＭＳＲ：Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ Ｓｔｒｅｓｓ Ｒｅｌｉｅｆ）方法がある。このうち、機械的応力除去（ＭＳＲ）方法を用いて溶接部の応力を除去する場合、母材部にも水圧による変形が加えられるため、母材の降伏比を０．８以下に制限している。これは、ＭＳＲ方法を用いて応力を除去する際に、高圧の水噴射によって母材部に降伏強度以上の変形が加えられる場合、降伏強度と引張強度との比が高いと、降伏が発生、すなわち、引張強度に達して破壊が発生する可能性があるため、降伏強度と引張強度との差が大きくなるように制限するものである。
特に、ガスタンク（Ｇａｓ Ｔａｎｋ）の場合、基本的に大型化する必要があるため、ＰＷＨＴ方法による応力除去が困難である。したがって、多くの造船所では機械的応力除去（ＭＳＲ）方法を選択しており、ガスタンク（Ｇａｓ Ｔａｎｋ）を製造するための鋼材には、低降伏比特性が求められている。
このように、ＬＰＧとＬＡＧが混在するタンクにおいては、低温靭性と、液体アンモニアの降伏強度の上限規制に伴う低降伏比化と、をともに達成することが大きな課題となっている。
一方、特許文献１では、優れた低温靭性を実現するために、６．５％〜１２．０％のＮｉを添加する技術が提案されている。また、特許文献２では、特定の組成の鋼に焼入れ焼戻し処理を施して焼戻し（Ｔｅｍｐｅｒｅｄ）マルテンサイトとベイナイトとを混用する技術が提案されている。
しかし、一般に、多量のＮｉを添加すると、原子間の間隔が狭いため、変形されやすいＦＣＣ格子構造を有するオーステナイト相が多く生成され、このような変形されやすいＦＣＣ格子構造に応力及び腐食環境が繰り返して加えられると、腐食しやすくなり、割れが発生するようになる。したがって、上記発明は、高価なＮｉの含有量が高いため経済性に劣るという問題があり、応力腐食割れ（ＳＣＣ）抵抗性の低下を誘発するという問題を有する。
また、特許文献３では、低降伏比化を実現するために、鋼板の表層のみを軟化処理する技術が提案されている。しかし、この技術は、低温靭性及び低降伏比をそれぞれ達成することはできるものの、低温靭性及び低降伏比をともに得ることは困難であるという問題がある。
一方、鋼材に求められるさらなる特性である鋼材の強度を向上させる方法としては、析出強化、固溶強化、マルテンサイト（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ）強化などが挙げられるが、これら方法では、強度は向上させるが、靭性と伸びを劣化させるという問題がある。
また、様々な製造条件を適用して結晶粒を微細化させることで強度を強化させる場合には、高強度が得られるだけでなく、衝撃靭性遷移温度の減少によって靭性劣化を防止することができるが、結晶粒の微細化による降伏強度の上昇により、アンモニア応力腐食（ＳＣＣ）が発生し得る降伏強度の上限（４４０ＭＰａ）を超えるようになり、低降伏比の確保が難しくなるという問題がある。
したがって、応力腐食割れ抵抗性及び低温靭性に優れた低降伏比高強度鋼材及びその製造方法の開発が求められている状況である。
本発明は、上記従来の問題点に鑑みてなされたものであって、本発明の目的は、応力腐食割れ抵抗性及び低温靭性に優れた低降伏比高強度鋼材及びその製造方法を提供することにある。
上記目的を達成するためになされた本発明の一態様による応力腐食割れ抵抗性及び低温靭性に優れた低降伏比高強度鋼材は、重量％で、炭素（Ｃ）を０．０２％〜０．１０％、マンガン（Ｍｎ）を０．５％〜２．０％、シリコン（Ｓｉ）を０．０５％〜０．５％、ニッケル（Ｎｉ）を０．０５％〜１．０％、チタン（Ｔｉ）を０．００５％〜０．１％、アルミニウム（Ａｌ）を０．００５％〜０．５％、ニオブ（Ｎｂ）を０．００５％以下、リン（Ｐ）を０．０１５％以下、硫黄（Ｓ）を０．０１５％以下含み、残りはＦｅ及びその他の不可避不純物からなり、微細組織は、面積％で、針状フェライト（Ａｃｉｃｕｌａｒ Ｆｅｒｒｉｔｅ）が６０％以上であり、残りが、ベイナイト（Ｂａｉｎｉｔｅ）、ポリゴナルフェライト（Ｐｏｌｙｇｏｎａｌ Ｆｅｒｒｉｔｅ）、及びＭＡ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）のうちの１種以上からなることを特徴とする。
上記目的を達成するためになされた本発明の一態様による応力腐食割れ抵抗性及び低温靭性に優れた低降伏比高強度鋼材の製造方法は、重量％で、炭素（Ｃ）を０．０２％〜０．１０％、マンガン（Ｍｎ）を０．５％〜２．０％、シリコン（Ｓｉ）を０．０５％〜０．５％、ニッケル（Ｎｉ）を０．０５％〜１．０％、チタン（Ｔｉ）を０．００５％〜０．１％、アルミニウム（Ａｌ）を０．００５％〜０．５％、ニオブ（Ｎｂ）を０．００５％以下、リン（Ｐ）を０．０１５％以下、硫黄（Ｓ）を０．０１５％以下含み、残りはＦｅ及びその他の不可避不純物からなるスラブを１０００℃〜１２００℃に加熱する段階と、前記加熱されたスラブを１１００℃〜９００℃の温度で粗圧延する段階と、前記粗圧延後に、中心部の温度を基準としてＡｒ３＋１００℃〜Ａｒ３＋３０℃の温度で仕上圧延する段階と、前記仕上圧延後に、３００℃以下の温度まで冷却する段階と、を有することを特徴とする。
尚、上記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利点及び効果は、下記の具体的な実施形態を参照してより詳細に理解される。
本発明によれば、合金組成及び微細組織を制御することで、応力腐食割れ抵抗性及び低温靭性に優れた低降伏比高強度鋼材及びその製造方法を提供することができる効果を奏する。
以下、本発明の好ましい実施形態について説明する。しかし、本発明の実施形態は多様に変形実施することが可能であり、本発明の技術範囲は以下で説明する実施形態に限定されない。また、本発明の実施形態は、当該技術分野における通常の知識を有する者に本発明をより完全に説明するために提供されるものである。
本発明者らは、アンモニア応力腐食割れ抵抗性と低温靭性とを、同時に優れたものとすることは困難であることを認知し、それを解決するために鋭意研究した。
その結果、合金組成及び微細組織を制御することで、応力腐食割れ抵抗性及び低温靭性の両方に優れた低降伏比高強度鋼材及びその製造方法を提供できることを確認し、本発明を完成するに至った。
以下、本発明の一実施形態による応力腐食割れ抵抗性及び低温靭性に優れた低降伏比高強度鋼材について詳細に説明する。
本発明の一実施形態による応力腐食割れ抵抗性及び低温靭性に優れた低降伏比高強度鋼材は、重量％で、炭素（Ｃ）を０．０２％〜０．１０％、マンガン（Ｍｎ）を０．５％〜２．０％、シリコン（Ｓｉ）を０．０５％〜０．５％、ニッケル（Ｎｉ）を０．０５％〜１．０％、チタン（Ｔｉ）を０．００５％〜０．１％、アルミニウム（Ａｌ）を０．００５％〜０．５％、ニオブ（Ｎｂ）を０．００５％以下、リン（Ｐ）を０．０１５％以下、硫黄（Ｓ）を０．０１５％以下含み、残りはＦｅ及びその他の不可避不純物からなり、微細組織は、面積％で、針状フェライト（Ａｃｉｃｕｌａｒ Ｆｅｒｒｉｔｅ）が６０％以上であり、残りが、ベイナイト（Ｂａｉｎｉｔｅ）、ポリゴナルフェライト（Ｐｏｌｙｇｏｎａｌ Ｆｅｒｒｉｔｅ）、及びＭＡ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）のうちの１種以上からなる。
先ず、本発明の一実施形態による応力腐食割れ抵抗性及び低温靭性に優れた低降伏比高強度鋼材の合金組成について詳細に説明する。以下、各成分の含有量は重量％で示す。
Ｃ（炭素）：０．０２％〜０．１０％
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、適切な範囲内で鋼中に含有される必要がある。このような添加効果を得るために、Ｃは０．０２％以上添加される。
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、適切な範囲内で鋼中に含有される必要がある。このような添加効果を得るために、Ｃは０．０２％以上添加される。
Ｃの含有量が０．０２％未満であると、強度の低下とともに、降伏比の低下をもたらす。これに対し、Ｃの含有量が０．１０％を超えると、ベイナイトなどの低温変態相が多量に生成され、アンモニア応力腐食割れ（ＳＣＣ）を誘発させる降伏強度の上限を超えてしまうという問題がある。
したがって、Ｃの含有量は０．０２％〜０．１０％に限定する。より好ましくは０．０５％〜０．０８％である。
Ｓｉ（シリコン）：０．０５％〜０．５％
Ｓｉは、固溶強化によって強度を強化させる効果があり、製鋼工程では脱酸剤としても有用に用いられる元素である。
Ｓｉは、固溶強化によって強度を強化させる効果があり、製鋼工程では脱酸剤としても有用に用いられる元素である。
Ｓｉの含有量が０．０５％未満であると、脱酸効果及び強度向上効果が不十分となる。これに対し、Ｓｉの含有量が０．５％を超えると、低温靭性が低下するとともに、溶接性も悪化するという問題がある。
したがって、シリコンの含有量は０．０５％〜０．５％に限定する。より好ましくは０．０５％〜０．３％である。
Ｍｎ（マンガン）：０．５％〜２．０％
マンガンは、フェライトの細粒化に寄与し、固溶強化によって強度を向上させるのに有用な元素である。
マンガンは、フェライトの細粒化に寄与し、固溶強化によって強度を向上させるのに有用な元素である。
このような効果を得るためには、マンガンを０．５％以上添加する必要がある。但し、その含有量が２．０％を超えると、硬化能が過度に増加して上部ベイナイト（Ｕｐｐｅｒ ｂａｉｎｉｔｅ）及びマルテンサイトの生成が促進され、衝撃靭性及びアンモニア応力腐食割れ（ＳＣＣ）抵抗性が著しく低下し、溶接熱影響部の靭性も低下する。
したがって、Ｍｎの含有量は０．５％〜２．０％に限定する。より好ましくは１．０％〜１．５％である。
Ｎｉ（ニッケル）：０．０５％〜１．０％
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のに重要な元素である。このような効果を得るためには、０．０５％以上添加される。しかし、Ｎｉの含有量が１．０％を超えると、アンモニア応力腐食割れ（ＳＣＣ）をもたらし、他の硬化能元素に比べて高コストであるため製造コストも上昇させる。
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のに重要な元素である。このような効果を得るためには、０．０５％以上添加される。しかし、Ｎｉの含有量が１．０％を超えると、アンモニア応力腐食割れ（ＳＣＣ）をもたらし、他の硬化能元素に比べて高コストであるため製造コストも上昇させる。
したがって、Ｎｉの含有量は０．０５％〜１．０％に限定する。より好ましくは０．２％〜０．５％である。
Ｎｂ（ニオブ）：０．００５％以下
Ｎｂは、高温に再加熱される時に固溶され、ＮｂＣの形態で極めて微細に析出され、オーステナイトの再結晶を抑えて組織を微細化させる効果があると知られている。
Ｎｂは、高温に再加熱される時に固溶され、ＮｂＣの形態で極めて微細に析出され、オーステナイトの再結晶を抑えて組織を微細化させる効果があると知られている。
このような組織の微細化により降伏強度が過度に上昇し、アンモニア応力腐食割れ（ＳＣＣ）を誘発させる降伏強度の上限を超える虞れがあるため、Ｎｂは０．００５％以下に制御する。より好ましくは０．００３％以下である。
Ｔｉ（チタン）：０．００５％〜０．１％
チタンは、鋼中に酸化物及び窒化物を形成させ、再加熱時に結晶粒の成長を抑えることで、低温靭性を著しく向上させることができ、溶接部の微細組織の微細化にも効果的である。
チタンは、鋼中に酸化物及び窒化物を形成させ、再加熱時に結晶粒の成長を抑えることで、低温靭性を著しく向上させることができ、溶接部の微細組織の微細化にも効果的である。
このような効果を得るためには、チタンは０．００５％以上添加される必要がある。但し、その含有量が０．１％を超えると、連鋳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という問題がある。
したがって、チタンの含有量は０．００５％〜０．１％とする。より好ましくは０．０１％〜０．０３％である。
Ａｌ（アルミニウム）：０．００５％〜０．５％
アルミニウムは溶鋼の脱酸に有用な元素であって、そのためには０．００５％以上添加される必要がある。但し、その含有量が０．５％を超えると、連続鋳造時にノズル詰まりを引き起こす。したがって、アルミニウムの含有量は０．００５％〜０．５％とする。より好ましくは０．００５％〜０．０５％である。
アルミニウムは溶鋼の脱酸に有用な元素であって、そのためには０．００５％以上添加される必要がある。但し、その含有量が０．５％を超えると、連続鋳造時にノズル詰まりを引き起こす。したがって、アルミニウムの含有量は０．００５％〜０．５％とする。より好ましくは０．００５％〜０．０５％である。
Ｐ（リン）：０．０１５％以下
リンは、母材と溶接部で粒界偏析を引き起こす元素であって、鋼を脆化させる問題があるため、積極的に低減する必要がある。但し、このようなリンを極限まで低減させるためには、製鋼工程への負荷が大きくなり、リンの含有量が０．０１５％以下の場合には、上述の問題が大きくならないため、その上限を０．０１５％、より好ましくは０．０１０％に制限する。
リンは、母材と溶接部で粒界偏析を引き起こす元素であって、鋼を脆化させる問題があるため、積極的に低減する必要がある。但し、このようなリンを極限まで低減させるためには、製鋼工程への負荷が大きくなり、リンの含有量が０．０１５％以下の場合には、上述の問題が大きくならないため、その上限を０．０１５％、より好ましくは０．０１０％に制限する。
Ｓ（硫黄）：０．０１５％以下
硫黄（Ｓ）は、赤熱脆性を引き起こす元素であって、ＭｎＳなどを形成して衝撃靭性を著しく阻害する元素であるため、できる限り低く制御する。したがって、その含有量を０．０１５％以下、より好ましくは０．００５％に制限する。
硫黄（Ｓ）は、赤熱脆性を引き起こす元素であって、ＭｎＳなどを形成して衝撃靭性を著しく阻害する元素であるため、できる限り低く制御する。したがって、その含有量を０．０１５％以下、より好ましくは０．００５％に制限する。
本発明による低降伏比高強度鋼材の合金組成の残りの成分は鉄（Ｆｅ）である。但し、通常の製造工程では、原料または周辺環境から意図しない不純物が不可避に混入されるため、これを排除することはできない。これらの不純物は、通常の製造工程の技術者であれば誰でも周知のものであるため、その全ての内容を本明細書では特に言及しない。
次に、本発明の一実施形態による応力腐食割れ抵抗性及び低温靭性に優れた低降伏比高強度鋼材の微細組織について詳細に説明する。
本発明による低降伏比高強度鋼材の微細組織は、面積％で、針状フェライト（Ａｃｉｃｕｌａｒ Ｆｅｒｒｉｔｅ）が６０％以上であり、残りが、ベイナイト（Ｂａｉｎｉｔｅ）、ポリゴナルフェライト（Ｐｏｌｙｇｏｎａｌ Ｆｅｒｒｉｔｅ）、及びＭＡ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）のうちの１種以上からなる。
ベイナイト（ｂａｉｎｉｔｅ）の分率が増加して針状フェライトが６０％未満になると、硬質相の増加による衝撃靭性の劣化が発生する。また、ポリゴナルフェライト（Ｐｏｌｙｇｏｎａｌ Ｆｅｒｒｉｔｅ）の分率が増加して針状フェライトの分率が６０％未満になると、強度の劣化が発生する。したがって、針状フェライト（Ａｃｉｃｕｌａｒ Ｆｅｒｒｉｔｅ）の面積分率は６０％以上にする。
また、パーライトを含む場合には、引張強度及び低温衝撃靭性が劣化するため、本発明による低降伏比高強度鋼材の微細組織はパーライトを含まない。
この際、針状フェライトは、円相当径として測定したサイズが３０μｍ以下である。上記サイズが３０μｍを超えると、衝撃靭性が劣化する。
また、ベイナイトは、粒状ベイナイト（ｇｒａｎｕｌａｒ ｂａｉｎｉｔｅ）及び上部ベイナイト（ｕｐｐｅｒ ｂａｉｎｉｔｅ）であることが好ましい。
一方、ベイナイトの面積分率は３０％以下であることが好ましい。ベイナイトの面積分率が３０％を超えると、アンモニア応力腐食割れ（ＳＣＣ）を誘発させる降伏強度の上限（４４０ＭＰａ）を超える虞れがあるため、ベイナイトの分率を制限する必要がある。
また、ＭＡ（ＭＡ相とも言う）は、１０面積％以下であり、円相当径として測定したサイズが５μｍ以下であることが好ましい。ＭＡ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）は、島状マルテンサイトとも言う。
ＭＡの分率が１０面積％を超えるか、又は、円相当径が５μｍを超える場合には、母材及び溶接部の靭性が著しく低下する傾向にあるため、ＭＡの分率及びサイズを制限する必要がある。
一方、上記の条件を満たす本発明による低降伏比高強度鋼材は、降伏比（ＹＳ／ＴＳ）が０．８５以下、好ましくは０．８以下である。また、本鋼材は、引張強度が４９０ＭＰａ以上、例えば、５１０ＭＰａ〜６１０ＭＰａ程度と、優れた引張強度を有する。
また、本発明による上記鋼材の降伏強度の上限は４４０ＭＰａ以下であって、アンモニア応力腐食割れ（ＳＣＣ）を発生させる降伏強度の上限を超えないため、優れたアンモニア応力腐食割れ（ＳＣＣ）抵抗性を有する。
また、上記鋼材の厚さ方向に１／４ｔ部の衝撃遷移温度は−６０℃以下と、優れた低温靭性を有する。ここで、ｔは、鋼材の厚さを意味する。
この際、上記鋼材は６ｍｍ以上の厚さを有し、好ましくは６ｍｍ〜５０ｍｍの厚さを有する。
このように、本発明による低降伏比高強度鋼材は、高強度、低降伏比、優れた低温靭性、及びアンモニア応力腐食割れ（ＳＣＣ）抵抗性をすべて確保することができる。
以下、本発明の一実施形態による応力腐食割れ抵抗性及び低温靭性に優れた低降伏比高強度鋼材の製造方法について詳細に説明する。
本発明の一実施形態による応力腐食割れ抵抗性及び低温靭性に優れた低降伏比高強度鋼材の製造方法は、上述の合金組成を有するスラブを１０００℃〜１２００℃に加熱する段階と、加熱されたスラブを１１００℃〜９００℃の温度で粗圧延する段階と、粗圧延後に、中心部の温度を基準としてＡｒ３＋１００℃〜Ａｒ３＋３０℃の温度で仕上圧延する段階と、仕上圧延後に、３００℃以下の温度まで冷却する段階と、を有する。
＜加熱段階＞
上述の合金組成を有するスラブを１０００℃〜１２００℃に加熱する。
上述の合金組成を有するスラブを１０００℃〜１２００℃に加熱する。
スラブの加熱温度は１０００℃以上にする。これは、鋳造中に形成されたＴｉ炭窒化物を固溶させるためである。また、スラブの加熱温度が低すぎると、圧延時の変形抵抗が高すぎて、後続の圧延工程でパス当たりの圧下率を大きくして加えることができないため、その下限を１０００℃に制限する。但し、過度に高温に加熱すると、オーステナイトが粗大化して靭性が低下するため、加熱温度の上限は１２００℃とする。
＜粗圧延段階＞
上記のように加熱したスラブを１１００℃〜９００℃の温度で粗圧延する。
上記のように加熱したスラブを１１００℃〜９００℃の温度で粗圧延する。
粗圧延温度は、オーステナイトの再結晶が停止する温度（Ｔｎｒ）以上にする。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、オーステナイトのサイズを小さくする効果も得られる。このような効果を得るために、粗圧延の温度を１１００℃〜９００℃に制限する。
この際、粗圧延は、最後の３パスに対してパス当たりの圧下率が１０％以上となるように行う。
粗圧延時に中心部まで十分な変形を与えるためには、最後の３パスに対してパス当たりの圧下率が１０％以上、総累積圧下率が３０％以上である。
粗圧延時において、初期圧延によって再結晶された組織は、高い温度によって結晶粒の成長が起こるが、最後の３パスを行う時には、圧延待機中にバーが空冷されることにより、結晶粒の成長速度が遅くなる。これにより、粗圧延時の最後の３パスの圧下率が、最終微細組織の粒度に最も大きく影響する。
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達されないため、中心部の粗大化に起因する靭性低下が発生する。したがって、最後の３パスのパス当たりの圧下率を１０％以上に制限する。
一方、中心部の組織の微細化のためには、粗圧延時の総累積圧下率を３０％以上に設定する。
＜仕上圧延段階＞
粗圧延後に、中心部の温度を基準としてＡｒ３＋１００℃〜Ａｒ３＋３０℃の温度で仕上圧延する。
粗圧延後に、中心部の温度を基準としてＡｒ３＋１００℃〜Ａｒ３＋３０℃の温度で仕上圧延する。
これは、より微細化した微細組織を得るためであり、Ａｒ３（フェライト変態開始温度）＋１００℃〜Ａｒ３＋３０℃の温度で仕上圧延を行うと、オーステナイトの内部に多量の変形帯が生成され、多量のフェライト核生成サイトが確保されることにより、鋼材の中心部まで微細な組織が確保される効果が得られる。
仕上圧延温度をＡｒ３＋３０℃未満に低めると、フェライト結晶粒度が微細になりすぎて、アンモニア応力腐食割れ（ＳＣＣ）を発生させる降伏強度の上限（４４０ＭＰａ）を超えるようになる。また、Ａｒ３＋１００℃を超える温度で仕上圧延を行うと、粒度の微細化に効果的ではない。したがって、仕上圧延温度をＡｒ３＋１００℃〜Ａｒ３＋３０℃で行う、このような条件で仕上圧延を行うことで、製造される鋼板の微細組織が、上記のような特徴を有する複合組織となる。
この際、Ａｒ３は、Ａｒ３＝９１０−（３１０×Ｃ）−（８０×Ｍｎ）−（５５×Ｎｉ）により計算され、各元素記号は、重量％単位で測定した各元素の含有量を示し、Ａｒ３の単位は℃である。
また、オーステナイトの内部に多量の変形帯を効果的に生成させるためには、仕上圧延時の累積圧下率を６０％以上に維持し、最終形状調整圧延を除いては、パス当たりの圧下率を１０％以上に維持する。
＜冷却段階＞
仕上圧延後に、３００℃以下の温度まで冷却する。
仕上圧延後に、３００℃以下の温度まで冷却する。
冷却は、仕上圧延後にＡｒ３＋３０℃〜Ａｒ３の温度で冷却し始め、３００℃以下、例えば、１００℃〜３００℃程度の冷却停止温度（ＦＣＴ：Ｆｉｎｉｓｈ Ｃｏｏｌｉｎｇ Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）まで冷却する。
冷却停止温度（ＦＣＴ）が３００℃を超えると、テンパリング（Ｔｅｍｐｅｒｉｎｇ）効果によって微細なＭＡ（ＭＡ相）が分解され、低降伏比を実現しにくいため、冷却停止温度は３００℃以下にする。
この際、冷却段階では、Ｂｓ−１０℃〜Ｂｓ＋１０℃まで中心部の冷却速度が１５℃／ｓ以上となるように１段階冷却を行った後、３００℃以下まで中心部の冷却速度が１０〜５０℃／ｓとなるように２段階冷却を行う。
また、冷却開始温度はＡｒ３＋３０℃〜Ａｒ３である。
１段階冷却では、仕上圧延後にＡｒ３＋３０℃〜Ａｒ３の温度で冷却し始め、Ｂｓ−１０℃〜Ｂｓ＋１０℃まで鋼板の中心部の冷却速度が１５℃／ｓ以上、例えば、３０℃／ｓ以上となるように冷却する。
１段階冷却で、Ｂｓ−１０℃〜Ｂｓ＋１０℃まで鋼板の中心部の冷却速度が１５℃／ｓより低いと、粗大なポリゴナルフェライト（Ｐｏｌｙｇｏｎａｌ Ｆｅｒｒｉｔｅ）が形成され、引張強度及び衝撃靭性が低下するためである。
この際、Ｂｓは、Ｂｓ＝８３０−（２７０×Ｃ）−（９０×Ｍｎ）−（３７×Ｎｉ）により計算され、各元素記号は重量％単位で測定した各元素の含有量を示し、Ｂｓの単位は℃である。
２段階冷却では、１段階冷却後に、３００℃以下、例えば、１００℃〜３００℃の冷却停止温度まで鋼板の中心部の冷却速度が１０℃／ｓ〜５０℃／ｓとなるように冷却する。
２段階冷却で、鋼板の冷却速度が５０℃／ｓを超えると、図１の１−（１）に示す微細組織のように、形成されるベイナイトの分率が３０面積％以上となって、アンモニア応力腐食割れ（ＳＣＣ）を発生させる降伏強度の上限（４４０ＭＰａ）を超えるようになり、強度の過度な上昇によって伸び及び衝撃靭性が低下する。
これに対し、２段階冷却で、鋼板の冷却速度が１０℃／ｓ未満であると、図１の１−（３）に示す微細組織のように、微細な針状フェライトではなく粗大なポリゴナルフェライトとパーライトが形成され、引張強度が４９０ＭＰａ以下になるとともに、シャルピー遷移温度が−６０℃以上になる。
上述の製造方法により、応力腐食割れ抵抗性及び低温靭性に優れた低降伏比高強度鋼材を製造する。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。但し、下記の実施例は、本発明の一例を示してより詳細に説明するためのものにすぎず、本発明の技術範囲を限定するものではない。
下記の表１の組成を有する厚さ３００ｍｍの鋼スラブを１１００℃の温度に再加熱した後、１０５０℃の温度で粗圧延を行ってバーを製造した。粗圧延時の累積圧下率は、３０％と同様に適用した。また、各鋼の組成によるＡｒ３及びＢｓ温度を計算して表１に記載した。
粗圧延後に、下記の表２に示す仕上圧延温度とＡｒ３温度との差を満たすように仕上圧延を行うことで、表２に示す厚さを有する鋼板を得た後、多段冷却により様々な冷却速度で冷却を行った。この際、１段階冷却の冷却停止温度は、各鋼のＢｓ温度とした。
上記のように製造された鋼板に対して、微細組織、降伏強度、引張強度、降伏比、シャルピー衝撃遷移温度、及びアンモニア応力腐食割れ（ＳＣＣ）試験を行い、その結果を表３に示す。
微細組織は、鋼板の１／４ｔ部から試験片を採取して鏡面研磨し、それをナイタル（Ｎｉｔａｌ）腐食液で腐食させた後、光学顕微鏡を用いて観察し、画像解釈により相分率を求めた。
ＭＡ相の分率は、１／４ｔ部から試験片を採取して鏡面研磨し、それをラペラ（ＬｅＰｅｒａ）腐食液で腐食させた後、光学顕微鏡を用いて観察し、画像解釈により相分率を求めた。
引張試験は、鋼板の１／４ｔ部から圧延方向に垂直な方向にＪＩＳ４号試験片を採取し、常温で引張試験を行うことで、降伏強度、引張強度、及び降伏比を測定した。
低温衝撃靭性は、鋼板の１／４ｔ部から圧延方向に垂直な方向に試験片を採取し、Ｖ−ノッチ試験片を製作した後、−２０℃〜−１００℃にて２０℃間隔で、シャルピー衝撃試験を各温度当たり３回行った。各温度平均値の回帰式を導出し、１００Ｊとなる温度を遷移温度として求めた。
また、アンモニア応力腐食割れ（ＳＣＣ）試験は、プルーフリング（ｐｒｏｏｆ ｒｉｎｇ）試験片を製作し、表４に記載の試験溶液及び試験条件で行った。この際、加えた応力は実降伏応力の８０％であり、７２０時間まで破断が発生しなかったものは合格と評価し、７２０時間経過前に破断したものは不合格と評価した。
但し、表３において、ＡＦ、Ｂ、ＰＦ、及びＭＡは、それぞれＡＦ：Ａｃｉｃｕｌａｒ Ｆｅｒｒｉｔｅ、Ｂ：Ｂａｉｎｉｔｅ、ＰＦ：Ｐｏｌｙｇｏｎａｌ ｆｅｒｒｉｔｅ、及びＭＡ：Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ／Ａｕｓｔｅｎｉｔｅを意味する。
表１〜３に示すように、本発明で提案する成分組成及び製造条件を満たす発明例は、高強度及び高靭性の特性を有するだけでなく、アンモニア応力腐食割れ（ＳＣＣ：Ｓｔｒｅｓｓ Ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ Ｃｒａｃｋｉｎｇ）抵抗性に優れており、降伏比が０．８以下と低降伏比特性を有する鋼材であることが確認された。また、発明例Ａ−１の微細組織を顕微鏡で観察した結果、図１の１−（２）に示すように、面積％で、針状フェライト（Ａｃｉｃｕｌａｒ Ｆｅｒｒｉｔｅ）が６０％以上であり、残りは、ベイナイト（Ｂａｉｎｉｔｅ）、ポリゴナルフェライト（Ｐｏｌｙｇｏｎａｌ Ｆｅｒｒｉｔｅ）、及びＭＡ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）のうちの１種以上からなる混合組織であることが確認された。
これに対し、成分組成は本発明の範囲を満たすが、製造条件が本発明を満たさない比較例Ａ−２、Ａ−４、Ａ−６、Ｂ−２、Ｂ−４、及びＢ−６では、ポリゴナルフェライトの分率が高すぎるか、又は、フェライトの結晶粒サイズが過度に粗大となり、引張強度及び低温靭性の確保が不可能であった。
一方、比較例Ａ−３、Ａ−５、Ａ−７〜Ｂ−３、Ｂ−５、及びＢ−７では、針状フェライトの結晶粒サイズが小さすぎるか、ベイナイトの分率が過度に高く生成されるか、又は、ＭＡ（ＭＡ相）が全く生産されないため、アンモニア応力腐食割れ（ＳＣＣ）が発生する降伏強度の上限（４４０ＭＰａ）を超えてアンモニア応力腐食割れが発生し、低降伏比及び低温靭性の確保が不可能であった。
また、製造条件は本発明を満たすが、成分組成が本発明の範囲を満たさない比較例Ｃ−１〜Ｆ−４では、ベイナイトの分率が過度に高く生成されるか、針状フェライトの結晶粒サイズが小さすぎるか、又は、ＭＡの分率が高すぎるため、アンモニア応力腐食割れ（ＳＣＣ）が発生する降伏強度の上限（４４０ＭＰａ）を超えてアンモニア応力腐食割れが発生し、低降伏比及び低温靭性の確保が不可能であった。
以上、実施例を参照して説明したが、当該技術分野に熟練した当業者であれは、本発明の技術範囲から逸脱しない範囲内で本発明を多様に変更実施することができる。
Claims (12)
- 低降伏比高強度鋼材であって、
重量％で、炭素（Ｃ）を０．０２％〜０．１０％、マンガン（Ｍｎ）を０．５％〜２．０％、シリコン（Ｓｉ）を０．０５％〜０．５％、ニッケル（Ｎｉ）を０．０５％〜１．０％、チタン（Ｔｉ）を０．００５％〜０．１％、アルミニウム（Ａｌ）を０．００５％〜０．５％、ニオブ（Ｎｂ）を０．００５％以下、リン（Ｐ）を０．０１５％以下、硫黄（Ｓ）を０．０１５％以下含み、残りはＦｅ及びその他の不可避不純物からなり、
微細組織は、面積％で、針状フェライト（Ａｃｉｃｕｌａｒ Ｆｅｒｒｉｔｅ）が６０％以上であり、残りが、ベイナイト（Ｂａｉｎｉｔｅ）、ポリゴナルフェライト（Ｐｏｌｙｇｏｎａｌ Ｆｅｒｒｉｔｅ）、及びＭＡ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）のうちの１種以上からなることを特徴とする応力腐食割れ抵抗性及び低温靭性に優れた低降伏比高強度鋼材。 - 前記針状フェライトは、円相当径として測定したサイズが３０μｍ以下であることを特徴とする請求項１に記載の応力腐食割れ抵抗性及び低温靭性に優れた低降伏比高強度鋼材。
- 前記ベイナイトは３０面積％以下であることを特徴とする請求項１に記載の応力腐食割れ抵抗性及び低温靭性に優れた低降伏比高強度鋼材。
- 前記ＭＡは１０面積％以下であり、円相当径として測定したサイズが５μｍ以下であることを特徴とする請求項１に記載の応力腐食割れ抵抗性及び低温靭性に優れた低降伏比高強度鋼材。
- 前記鋼材の降伏比は０．８５以下であり、引張強度は４９０ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１に記載の応力腐食割れ抵抗性及び低温靭性に優れた低降伏比高強度鋼材。
- 前記鋼材の降伏強度は４４０ＭＰａ以下であることを特徴とする請求項１に記載の応力腐食割れ抵抗性及び低温靭性に優れた低降伏比高強度鋼材。
- 前記鋼材の衝撃遷移温度は−６０℃以下であることを特徴とする請求項１に記載の応力腐食割れ抵抗性及び低温靭性に優れた低降伏比高強度鋼材。
- 重量％で、炭素（Ｃ）を０．０２％〜０．１０％、マンガン（Ｍｎ）を０．５％〜２．０％、シリコン（Ｓｉ）を０．０５％〜０．５％、ニッケル（Ｎｉ）を０．０５％〜１．０％、チタン（Ｔｉ）を０．００５％〜０．１％、アルミニウム（Ａｌ）を０．００５％〜０．５％、ニオブ（Ｎｂ）を０．００５％以下、リン（Ｐ）を０．０１５％以下、硫黄（Ｓ）を０．０１５％以下含み、残りはＦｅ及びその他の不可避不純物からなるスラブを１０００℃〜１２００℃に加熱する段階と、
前記加熱されたスラブを１１００℃〜９００℃の温度で粗圧延する段階と、
前記粗圧延後に、中心部の温度を基準としてＡｒ３＋１００℃〜Ａｒ３＋３０℃の温度で仕上圧延する段階と、
前記仕上圧延後に、３００℃以下の温度まで冷却する段階と、を有することを特徴とする応力腐食割れ抵抗性及び低温靭性に優れた低降伏比高強度鋼材の製造方法。 - 前記冷却する段階は、Ｂｓ−１０℃〜Ｂｓ＋１０℃まで中心部の冷却速度が１５℃／ｓ以上となるように１段階冷却を行った後、
３００℃以下まで中心部の冷却速度が１０℃／ｓ〜５０℃／ｓとなるように２段階冷却を行うことを特徴とする請求項８に記載の応力腐食割れ抵抗性及び低温靭性に優れた低降伏比高強度鋼材の製造方法。 - 前記冷却する段階の冷却開始温度は、Ａｒ３＋３０℃〜Ａｒ３であることを特徴とする請求項８に記載の応力腐食割れ抵抗性及び低温靭性に優れた低降伏比高強度鋼材の製造方法。
- 前記粗圧延は、最後の３パスに対してパス当たりの圧下率が１０％以上となるように行うことを特徴とする請求項８に記載の応力腐食割れ抵抗性及び低温靭性に優れた低降伏比高強度鋼材の製造方法。
- 前記仕上圧延は、パス当たりの圧下率が１０％以上、累積圧下率が６０％以上となるように行うことを特徴とする請求項８に記載の応力腐食割れ抵抗性及び低温靭性に優れた低降伏比高強度鋼材の製造方法。
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