JP2019527773A - 脆性亀裂伝播抵抗性に優れた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高強度極厚鋼材を高い生産性で製造する極厚鋼材及びその製造方法を提供する。【解決手段】本発明は、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０９％、Ｍｎ：１．４〜２．２％、Ｎｉ：０．２〜０．９％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０４％、Ｃｕ：０．１〜０．５％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｐ：１００ｐｐｍ以下、Ｓ：４０ｐｐｍ以下、残りがＦｅ及びその他の不可避不純物からなり、表面部は、ポリゴナルフェライトとベイナイトの混合相からなり、厚さ１／２ｔ〜１／４ｔ（ここで、ｔ：鋼材の厚さ）部分は、５０体積％以上の針状フェライト及び５０体積％以下のベイナイトからなり、鋼材の全厚さにおいてベイナイト（ｂａｉｎｉｔｅ）単相組織を有する領域の分率が２０％以下であり、脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度極厚鋼材を高い生産性で提供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極厚鋼材及びその製造方法に係り、より詳しくは、脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度極厚鋼材を高い生産性で製造する脆性亀裂伝播抵抗性に優れた極厚鋼材及びその製造方法に関する。
近年、国内外の船舶などの構造物を設計するにあたり、極厚物、高強度鋼材の開発が求められている。
構造物を設計する際に高強度鋼を用いる場合、構造物の軽量化による経済的利益と共に、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を同時に確保することができる。
一般に、高強度鋼を極厚材で製造する際には、総圧下率の低下によって組織全体に十分な変形が行われないため、組織が粗大となる。また、強度確保のための急速冷却時に、厚い厚さのために表面部−中心部間において冷却速度の差が発生し、これによって、表面部にベイナイトなどの粗大な低温変態相が生成されて靭性の確保が困難となる。
特に、高強度鋼極厚材を船舶などの主要構造物に適用する際に、構造物の安定性を示す脆性亀裂伝播抵抗性の保証を求める事例が増加しつつある。
しかし、上述のように、高強度鋼を極厚材で製造する際に粗大な低温変態相が生成される場合、脆性亀裂伝播抵抗性が非常に低下するという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性を向上させることが非常に困難となる。
また、高強度鋼極厚材を製造する際には、靭性を向上させるために非常に低い温度で仕上げ圧延を行うため、粗圧延完了後から仕上げ圧延前まで高温で長時間、空冷状態で待機しなければならない。これにより、粒度が粗大となり、且つ生産性が低下するという問題が発生する。
構造物を設計する際に高強度鋼を用いる場合、構造物の軽量化による経済的利益と共に、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を同時に確保することができる。
一般に、高強度鋼を極厚材で製造する際には、総圧下率の低下によって組織全体に十分な変形が行われないため、組織が粗大となる。また、強度確保のための急速冷却時に、厚い厚さのために表面部−中心部間において冷却速度の差が発生し、これによって、表面部にベイナイトなどの粗大な低温変態相が生成されて靭性の確保が困難となる。
特に、高強度鋼極厚材を船舶などの主要構造物に適用する際に、構造物の安定性を示す脆性亀裂伝播抵抗性の保証を求める事例が増加しつつある。
しかし、上述のように、高強度鋼を極厚材で製造する際に粗大な低温変態相が生成される場合、脆性亀裂伝播抵抗性が非常に低下するという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性を向上させることが非常に困難となる。
また、高強度鋼極厚材を製造する際には、靭性を向上させるために非常に低い温度で仕上げ圧延を行うため、粗圧延完了後から仕上げ圧延前まで高温で長時間、空冷状態で待機しなければならない。これにより、粒度が粗大となり、且つ生産性が低下するという問題が発生する。
降伏強度が５００ＭＰａ以上の高強度鋼極厚材を製造する際には脆性亀裂伝播抵抗性を向上させるために、表面部の粒度を微細化する技術が知られている。
上記表面部の粒度を微細化する従来技術としては、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付与することで粒度を調節する技術などが知られている。
しかし、上述の従来技術は、表面部組織の微細化には寄与するが、残りの組織の粗大化による衝撃靭性の低下は解決することができないため、脆性亀裂伝播抵抗性に対する根本的な対策にならない。また、技術自体も、一般的な量産体制に適用するには生産性の大きな低下が予想され、且つ粗圧延と仕上げ圧延の間の長時間の空冷待機による生産性の低下は防止することができないという問題がある。
また、脆性亀裂伝播抵抗性を向上させるために、靭性向上に寄与するＮｉなどの元素を多量に添加する技術が知られている。
しかし、Ｎｉなどの元素を多量に添加する場合、脆性亀裂伝播抵抗性は向上させることができるが、高価な元素であるため、製造コストの観点から商業的に適用することが困難な状況である。
上記表面部の粒度を微細化する従来技術としては、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付与することで粒度を調節する技術などが知られている。
しかし、上述の従来技術は、表面部組織の微細化には寄与するが、残りの組織の粗大化による衝撃靭性の低下は解決することができないため、脆性亀裂伝播抵抗性に対する根本的な対策にならない。また、技術自体も、一般的な量産体制に適用するには生産性の大きな低下が予想され、且つ粗圧延と仕上げ圧延の間の長時間の空冷待機による生産性の低下は防止することができないという問題がある。
また、脆性亀裂伝播抵抗性を向上させるために、靭性向上に寄与するＮｉなどの元素を多量に添加する技術が知られている。
しかし、Ｎｉなどの元素を多量に添加する場合、脆性亀裂伝播抵抗性は向上させることができるが、高価な元素であるため、製造コストの観点から商業的に適用することが困難な状況である。
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高強度極厚鋼材を高い生産性で製造する極厚鋼材及びその製造方法を提供することにある。
本発明は、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０９％、Ｍｎ：１．４〜２．２％、Ｎｉ：０．２〜０．９％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０４％、Ｃｕ：０．１〜０．５％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｐ：１００ｐｐｍ以下、Ｓ：４０ｐｐｍ以下、残りがＦｅ及びその他の不可避不純物からなり、表面部は、ポリゴナルフェライトとベイナイトの混合相からなり、厚さ１／２ｔ〜１／４ｔ（ここで、ｔ：鋼材の厚さ）部分は、５０体積％以上の針状フェライト及び５０体積％以下のベイナイトからなり、鋼材の全厚さにおいてベイナイト（ｂａｉｎｉｔｅ）単相組織を有する領域の分率が２０％以下であることを特徴とする。
前記鋼材は、中心部の微細組織の高傾角境界を有する粒度が平均２０マイクロメートル以下であることを特徴とする。
前記鋼材の降伏強度が５００ＭＰａ以上であることを特徴とする。
前記鋼材の中心部の衝撃遷移温度が−４０℃以下であることを特徴とする。
前記鋼材の厚さが５０ｍｍ以上であることを特徴とする。
また、本発明は、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０９％、Ｍｎ：１．４〜２．２％、Ｎｉ：０．２〜０．９％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０４％、Ｃｕ：０．１〜０．５％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｐ：１００ｐｐｍ以下、Ｓ：４０ｐｐｍ以下、残りがＦｅ及びその他の不可避不純物からなる鋼スラブを１１５０〜１０００℃の温度で再加熱する段階と、
前記再加熱されたスラブを１１５０〜９００℃の温度で粗圧延する段階と、
前記粗圧延されたバー（Ｂａｒ）を、冷却手段を活用して冷却する段階と、
前記冷却されたバーを、表面を基準にＡｃ３温度以上に復熱させる段階と、
前記復熱されたバーを、１／４ｔを基準にＡｒ３以上の温度で仕上げ圧延する段階と、
仕上げ圧延後、３℃／ｓ以上の冷却速度で６００℃以下の温度に冷却する段階と、を含み、
前記バーの冷却は、バーの表面部はＡｃ３未満の温度を有し、１／４ｔ（ここで、ｔはバーの厚さ）領域は仕上げ圧延開始温度よりも５０℃以上高い温度を有するように行われることを特徴とする。
前記再加熱されたスラブを１１５０〜９００℃の温度で粗圧延する段階と、
前記粗圧延されたバー（Ｂａｒ）を、冷却手段を活用して冷却する段階と、
前記冷却されたバーを、表面を基準にＡｃ３温度以上に復熱させる段階と、
前記復熱されたバーを、１／４ｔを基準にＡｒ３以上の温度で仕上げ圧延する段階と、
仕上げ圧延後、３℃／ｓ以上の冷却速度で６００℃以下の温度に冷却する段階と、を含み、
前記バーの冷却は、バーの表面部はＡｃ３未満の温度を有し、１／４ｔ（ここで、ｔはバーの厚さ）領域は仕上げ圧延開始温度よりも５０℃以上高い温度を有するように行われることを特徴とする。
前記鋼材の厚さが５０ｍｍ以上であることを特徴とする。
前記復熱させる段階において、復熱されたバーの表面温度がＡｃ３＋２０℃〜Ａｃ３＋７０℃であることを特徴とする。
前記バーを冷却する段階において、バーの表面部にベイナイト相（ｐｈａｓｅ）、針状フェライト相又はこれらの混合相が生成されることを特徴とする。
冷却されたバーを復熱させる段階において、表面部のベイナイト相、針状フェライト相又はこれらの混合相がオーステナイトに逆変態することを特徴とする。
前記逆変態したオーステナイトの粒度は、５０マイクロメートル（μｍ）以下であることを特徴とする。
前記粗圧延されたバーの冷却時に、冷却速度は１／４ｔを基準に１〜１０℃／ｓ（秒）であることを特徴とする。
前記粗圧延されたバーの冷却時に、冷却速度は１／４ｔを基準に２〜５℃／ｓ（秒）であることを特徴とする。
本発明によると、脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度極厚鋼材を高い生産性で提供することができる。
以下、本発明について詳細に説明する。
本発明による脆性亀裂伝播抵抗性に優れた極厚鋼材は、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０９％、Ｍｎ：１．４〜２．２％、Ｎｉ：０．２〜０．９％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０４％、Ｃｕ：０．１〜０．５％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｐ：１００ｐｐｍ以下、Ｓ：４０ｐｐｍ以下、残りがＦｅ及びその他の不可避不純物からなり、表面部は、ポリゴナルフェライトとベイナイトの混合相からなり、厚さ１／２ｔ〜１／４ｔ（ここで、ｔ：鋼材の厚さ）部分は、５０体積％以上の針状フェライト及び５０体積％以下のベイナイトからなり、鋼材の全厚さにおいてベイナイト（ｂａｉｎｉｔｅ）単相組織を有する領域の分率が２０％以下である。
本発明による脆性亀裂伝播抵抗性に優れた極厚鋼材は、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０９％、Ｍｎ：１．４〜２．２％、Ｎｉ：０．２〜０．９％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０４％、Ｃｕ：０．１〜０．５％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｐ：１００ｐｐｍ以下、Ｓ：４０ｐｐｍ以下、残りがＦｅ及びその他の不可避不純物からなり、表面部は、ポリゴナルフェライトとベイナイトの混合相からなり、厚さ１／２ｔ〜１／４ｔ（ここで、ｔ：鋼材の厚さ）部分は、５０体積％以上の針状フェライト及び５０体積％以下のベイナイトからなり、鋼材の全厚さにおいてベイナイト（ｂａｉｎｉｔｅ）単相組織を有する領域の分率が２０％以下である。
以下、鋼材の成分及びその含量について説明する。
Ｃ：０．０３〜０．０９％（以下、各成分の含量は質量％を意味する）
Ｃは、本発明において基本的な強度を確保する上で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。しかし、Ｃ含量が０．０９％を超えると、溶接熱影響部に大量の島状マルテンサイト及び低温変態相の生成が促進されるため、靭性が低下する。Ｃ含量が０．０３％以下になると、強度の低下を招くため、Ｃ含量は０．０３〜０．０９％に限定する。上記Ｃ含量は、好ましくは０．０４〜０．０９％に限定し、より好ましくは０．０５〜０．０８％に限定することができる。
Ｃ：０．０３〜０．０９％（以下、各成分の含量は質量％を意味する）
Ｃは、本発明において基本的な強度を確保する上で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。しかし、Ｃ含量が０．０９％を超えると、溶接熱影響部に大量の島状マルテンサイト及び低温変態相の生成が促進されるため、靭性が低下する。Ｃ含量が０．０３％以下になると、強度の低下を招くため、Ｃ含量は０．０３〜０．０９％に限定する。上記Ｃ含量は、好ましくは０．０４〜０．０９％に限定し、より好ましくは０．０５〜０．０８％に限定することができる。
Ｍｎ：１．４〜２．２％
Ｍｎは、固溶強化によって強度を向上させ、且つ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って、５００ＭＰａ以上の降伏強度を満足させるためには１．４％以上添加される必要がある。しかし、２．２％を超えた添加は、過度な硬化能の増加により上部ベイナイト（Ｕｐｐｅｒ ｂａｉｎｉｔｅ）及びマルテンサイトの生成を促進し、衝撃靭性及び脆性亀裂伝播抵抗性を大きく低下させる。したがって、Ｍｎ含量は１．４〜２．２％に限定する。上記Ｍｎの含量は、好ましくは１．５〜２．１％に限定し、より好ましくは１．６〜２．０％に限定する。
Ｍｎは、固溶強化によって強度を向上させ、且つ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って、５００ＭＰａ以上の降伏強度を満足させるためには１．４％以上添加される必要がある。しかし、２．２％を超えた添加は、過度な硬化能の増加により上部ベイナイト（Ｕｐｐｅｒ ｂａｉｎｉｔｅ）及びマルテンサイトの生成を促進し、衝撃靭性及び脆性亀裂伝播抵抗性を大きく低下させる。したがって、Ｍｎ含量は１．４〜２．２％に限定する。上記Ｍｎの含量は、好ましくは１．５〜２．１％に限定し、より好ましくは１．６〜２．０％に限定する。
Ｎｉ：０．２〜０．９％
Ｎｉは、低温で転位の交差すべり（Ｃｒｏｓｓ ｓｌｉｐ）を容易に形成して衝撃靭性及び硬化能を向上させ、強度を向上させる重要な元素であって、５００ＭＰａ以上の降伏強度を有する高強度鋼における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０．２％以上添加されることが好ましい。しかし、Ｎｉが０．９％を超えて添加されると、硬化能を過度に上昇させて低温変態相が生成されて靭性を低下させ、且つ製造コストを上昇させるという問題がある。したがって、Ｎｉ含量の上限は０．９％に限定することが好ましい。上記Ｎｉの含量は、好ましくは０．３〜０．９％に限定し、より好ましくは０．４〜０．８％に限定する。
Ｎｉは、低温で転位の交差すべり（Ｃｒｏｓｓ ｓｌｉｐ）を容易に形成して衝撃靭性及び硬化能を向上させ、強度を向上させる重要な元素であって、５００ＭＰａ以上の降伏強度を有する高強度鋼における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０．２％以上添加されることが好ましい。しかし、Ｎｉが０．９％を超えて添加されると、硬化能を過度に上昇させて低温変態相が生成されて靭性を低下させ、且つ製造コストを上昇させるという問題がある。したがって、Ｎｉ含量の上限は０．９％に限定することが好ましい。上記Ｎｉの含量は、好ましくは０．３〜０．９％に限定し、より好ましくは０．４〜０．８％に限定する。
Ｎｂ：０．００５〜０．０５％
Ｎｂは、硬化能を向上させ、且つ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、高温での再加熱時に固溶されたＮｂは、圧延時にＮｂＣの形態で非常に微細に析出し、オーステナイトの再結晶を抑制して組織を微細化させるという効果がある。したがって、このような添加効果を得るために、Ｎｂは０．００５％以上添加されることが好ましい。しかし、過剰に投入される場合には、鋼材の端に脆性クラックを生じさせる可能性があるため、Ｎｂ含量の上限は０．０５％に制限する。上記Ｎｂの含量は、好ましくは０．０１〜０．０４％に限定し、より好ましくは０．０１５〜０．０３％に限定する。
Ｎｂは、硬化能を向上させ、且つ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、高温での再加熱時に固溶されたＮｂは、圧延時にＮｂＣの形態で非常に微細に析出し、オーステナイトの再結晶を抑制して組織を微細化させるという効果がある。したがって、このような添加効果を得るために、Ｎｂは０．００５％以上添加されることが好ましい。しかし、過剰に投入される場合には、鋼材の端に脆性クラックを生じさせる可能性があるため、Ｎｂ含量の上限は０．０５％に制限する。上記Ｎｂの含量は、好ましくは０．０１〜０．０４％に限定し、より好ましくは０．０１５〜０．０３％に限定する。
Ｔｉ：０．００５〜０．０４％
Ｔｉは、再加熱時にＴｉＮとして析出して母材及び溶接熱影響部の結晶粒成長を抑制し、低温靭性を大きく向上させる元素であって、効果的なＴｉＮの析出のために、Ｔｉは０．００５％以上添加されなければならない。しかし、 Ｔiが０．０４％を超えて過剰に添加される場合には、連続鋳造ノズルの目詰まりや中心部の粗大なＴｉＮの晶出あるいは粗大な（ＴｉＮｂ）、（Ｃ，Ｎ）の析出によって靭性の低下を招くという問題点がある。したがって、Ｔｉ含量は０．００５〜０．０４％に限定する。上記Ｔｉの含量は、好ましくは０．０１〜０．０３％に限定し、より好ましくは０．０１２〜０．０２５％に限定する。
Ｔｉは、再加熱時にＴｉＮとして析出して母材及び溶接熱影響部の結晶粒成長を抑制し、低温靭性を大きく向上させる元素であって、効果的なＴｉＮの析出のために、Ｔｉは０．００５％以上添加されなければならない。しかし、 Ｔiが０．０４％を超えて過剰に添加される場合には、連続鋳造ノズルの目詰まりや中心部の粗大なＴｉＮの晶出あるいは粗大な（ＴｉＮｂ）、（Ｃ，Ｎ）の析出によって靭性の低下を招くという問題点がある。したがって、Ｔｉ含量は０．００５〜０．０４％に限定する。上記Ｔｉの含量は、好ましくは０．０１〜０．０３％に限定し、より好ましくは０．０１２〜０．０２５％に限定する。
Ｃｕ：０．１〜０．５％
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させ、且つ焼戻し（ｔｅｍｐｅｒｉｎｇ）の適用時にイプシロンＣｕ析出物の生成を通じて降伏強度を高める主要な元素であって、このような添加効果を得るためには、Ｃｕは０．１％以上添加されることが好ましい。しかし、多量に添加する場合、製鋼工程で高温脆性（ｈｏｔ ｓｈｏｒｔｎｅｓｓ）によるスラブの亀裂を発生させることがあるため、上記Ｃｕ含量の上限は０．５％に制限することが好ましい。上記Ｃｕの含量は、好ましくは０．１〜０．４％に限定し、より好ましくは０．２〜０．４％に限定する。
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させ、且つ焼戻し（ｔｅｍｐｅｒｉｎｇ）の適用時にイプシロンＣｕ析出物の生成を通じて降伏強度を高める主要な元素であって、このような添加効果を得るためには、Ｃｕは０．１％以上添加されることが好ましい。しかし、多量に添加する場合、製鋼工程で高温脆性（ｈｏｔ ｓｈｏｒｔｎｅｓｓ）によるスラブの亀裂を発生させることがあるため、上記Ｃｕ含量の上限は０．５％に制限することが好ましい。上記Ｃｕの含量は、好ましくは０．１〜０．４％に限定し、より好ましくは０．２〜０．４％に限定する。
Ｓｉ：０．０５〜０．５％及びＡｌ：０．０１〜０．０５％
Ｓｉ、Ａｌは、製鋼及び連続鋳造工程時に溶鋼中の溶存酸素をスラグの形態で析出させて脱酸作業を行うのに必須の合金元素であって、転炉を用いて鋼材を製造する際には、Ｓｉは０．０５％以上、Ａｌは０．０１％以上含有されることが必須である。しかし、多量に添加される場合、粗大なＳｉ、Ａｌ複合酸化物が生成されるか、微細組織中に粗大な島状マルテンサイトが多量に生成されることがあるため、Ｓｉは０．５％以下、Ａｌは０．０５％以下添加することが好ましい。
Ｓｉ、Ａｌは、製鋼及び連続鋳造工程時に溶鋼中の溶存酸素をスラグの形態で析出させて脱酸作業を行うのに必須の合金元素であって、転炉を用いて鋼材を製造する際には、Ｓｉは０．０５％以上、Ａｌは０．０１％以上含有されることが必須である。しかし、多量に添加される場合、粗大なＳｉ、Ａｌ複合酸化物が生成されるか、微細組織中に粗大な島状マルテンサイトが多量に生成されることがあるため、Ｓｉは０．５％以下、Ａｌは０．０５％以下添加することが好ましい。
Ｐ：１００ｐｐｍ以下及びＳ：４０ｐｐｍ以下
Ｐ、Ｓは、結晶粒界に脆性を引き起こすか、粗大な介在物を形成させて脆性を引き起こす元素であって、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。
Ｐ、Ｓは、結晶粒界に脆性を引き起こすか、粗大な介在物を形成させて脆性を引き起こす元素であって、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。
以下、鋼材の微細組織及び物性について説明する。
本発明における鋼材の表面部の微細組織は、ポリゴナルフェライトとベイナイトの混合相からなり、鋼材の中心部から１／４ｔ部分［厚さ１／２ｔ〜１／４ｔ（ここで、ｔ：鋼材の厚さ）部分］の微細組織は、５０体積％以上の針状フェライト及び５０体積％以下のベイナイトからなる。
上記鋼材の表面部は、例えば、表面直下から表面〜１０ｍｍの領域までと定義することができる。
例えば、鋼材の表面部の微細組織は、表面直下２ｍｍ部の場合、７０〜９０体積％のポリゴナルフェライトと１０〜３０体積％のベイナイトを含み、表面直下１０ｍｍ部の場合、２０〜３０体積％のポリゴナルフェライトと７０〜８０体積％のベイナイトを含む混合相からなることが好ましい。
上記鋼材の全厚さにおいてベイナイト（ｂａｉｎｉｔｅ）単相組織を有する領域の分率は２０％以下である。
本発明における鋼材の表面部の微細組織は、ポリゴナルフェライトとベイナイトの混合相からなり、鋼材の中心部から１／４ｔ部分［厚さ１／２ｔ〜１／４ｔ（ここで、ｔ：鋼材の厚さ）部分］の微細組織は、５０体積％以上の針状フェライト及び５０体積％以下のベイナイトからなる。
上記鋼材の表面部は、例えば、表面直下から表面〜１０ｍｍの領域までと定義することができる。
例えば、鋼材の表面部の微細組織は、表面直下２ｍｍ部の場合、７０〜９０体積％のポリゴナルフェライトと１０〜３０体積％のベイナイトを含み、表面直下１０ｍｍ部の場合、２０〜３０体積％のポリゴナルフェライトと７０〜８０体積％のベイナイトを含む混合相からなることが好ましい。
上記鋼材の全厚さにおいてベイナイト（ｂａｉｎｉｔｅ）単相組織を有する領域の分率は２０％以下である。
本発明において、仕上げ圧延直前のバーはオーステナイト組織を有する。このとき、バーの表面部は、粗圧延されたバーを適切な条件で冷却し、復熱する工程を通じて微細な組織、例えば、ベイナイト相（ｐｈａｓｅ）、針状フェライト相又はこれらの混合相などが逆変態した微細なオーステナイトを有する。
上記表面部の逆変態によるオーステナイトの微細化によって空冷フェライト変態温度が上昇する。これにより、仕上げ圧延後の冷却工程前に、微細なオーステナイトの少なくとも一部はフェライトに変態し、フェライトに変態しないオーステナイトは、冷却によってベイナイトに変態する。
したがって、鋼材の表面部の微細組織は、フェライトとベイナイトの混合相を有する。
このように、鋼材の表面部の微細組織がフェライトとベイナイトの混合相からなるようにすることで、鋼材の全厚さにおいてベイナイト（ｂａｉｎｉｔｅ）単相組織を有する領域の分率を２０％以下とすることができる。
鋼材の全厚さにおいてベイナイト（ｂａｉｎｉｔｅ）単相組織を有する領域の分率が２０％を超える場合には、脆性亀裂伝播抵抗性を低下させる。
上記表面部の逆変態によるオーステナイトの微細化によって空冷フェライト変態温度が上昇する。これにより、仕上げ圧延後の冷却工程前に、微細なオーステナイトの少なくとも一部はフェライトに変態し、フェライトに変態しないオーステナイトは、冷却によってベイナイトに変態する。
したがって、鋼材の表面部の微細組織は、フェライトとベイナイトの混合相を有する。
このように、鋼材の表面部の微細組織がフェライトとベイナイトの混合相からなるようにすることで、鋼材の全厚さにおいてベイナイト（ｂａｉｎｉｔｅ）単相組織を有する領域の分率を２０％以下とすることができる。
鋼材の全厚さにおいてベイナイト（ｂａｉｎｉｔｅ）単相組織を有する領域の分率が２０％を超える場合には、脆性亀裂伝播抵抗性を低下させる。
Ｃ、Ｍｎ及びＮｉの含量が増加するにつれてベイナイトの分率が全体的に増加し、これによって強度も増加する。
上記鋼材は、好ましくは、中心部の微細組織の高傾角境界を有する粒度が平均２０マイクロメートル以下である。
高傾角境界を有する粒度が平均２０マイクロメートルを超える場合には、脆性亀裂伝播抵抗性を低下させる可能性がある。
上記鋼材は、好ましくは、降伏強度が５００ＭＰａ以上である。
上記鋼材は、好ましくは、中心部の衝撃遷移温度が−４０℃以下である。
上記鋼材は、好ましくは、５０ｍｍ以上の厚さを有する。
上記鋼材は、好ましくは、中心部の微細組織の高傾角境界を有する粒度が平均２０マイクロメートル以下である。
高傾角境界を有する粒度が平均２０マイクロメートルを超える場合には、脆性亀裂伝播抵抗性を低下させる可能性がある。
上記鋼材は、好ましくは、降伏強度が５００ＭＰａ以上である。
上記鋼材は、好ましくは、中心部の衝撃遷移温度が−４０℃以下である。
上記鋼材は、好ましくは、５０ｍｍ以上の厚さを有する。
以下、本発明の鋼材の製造方法について説明する。
本発明の鋼材の製造方法は、スラブ再加熱−粗圧延−バー（Ｂａｒ）冷却−復熱−仕上げ圧延−冷却の工程を含む。
スラブ再加熱温度：１１５０〜１０００℃
スラブを粗圧延する前に、スラブを１１５０〜１０００℃の温度で加熱する。
上記スラブ加熱温度は、１０００℃以上と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。
Ｔｉ及び／又はＮｂの炭窒化物を十分に固溶させるためには、１０５０℃以上の温度で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場合には、オーステナイトが粗大化する恐れがあるため、上記スラブの再加熱温度は１１５０℃以下であることが好ましい。
本発明の鋼材の製造方法は、スラブ再加熱−粗圧延−バー（Ｂａｒ）冷却−復熱−仕上げ圧延−冷却の工程を含む。
スラブ再加熱温度：１１５０〜１０００℃
スラブを粗圧延する前に、スラブを１１５０〜１０００℃の温度で加熱する。
上記スラブ加熱温度は、１０００℃以上と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。
Ｔｉ及び／又はＮｂの炭窒化物を十分に固溶させるためには、１０５０℃以上の温度で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場合には、オーステナイトが粗大化する恐れがあるため、上記スラブの再加熱温度は１１５０℃以下であることが好ましい。
粗圧延温度：１１５０〜９００℃
再加熱されたスラブはその形状の調整のために、加熱後に粗圧延を行う。
粗圧延温度は、オーステナイトの再結晶が止まる温度（Ｔｎｒ）以上とする。圧延によって、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ると共に、粗大なオーステナイトの再結晶を通じて粒度を小さくするという効果も得ることができる。
このような効果を得るために、粗圧延温度は１１５０〜９００℃に限定することが好ましい。
十分な再結晶を生じさせて組織を微細化するために、粗圧延時の総累積圧下率は４０％以上であることが好ましい。
再加熱されたスラブはその形状の調整のために、加熱後に粗圧延を行う。
粗圧延温度は、オーステナイトの再結晶が止まる温度（Ｔｎｒ）以上とする。圧延によって、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ると共に、粗大なオーステナイトの再結晶を通じて粒度を小さくするという効果も得ることができる。
このような効果を得るために、粗圧延温度は１１５０〜９００℃に限定することが好ましい。
十分な再結晶を生じさせて組織を微細化するために、粗圧延時の総累積圧下率は４０％以上であることが好ましい。
バー（Ｂａｒ）冷却：
粗圧延が終わったバー（Ｂａｒ）を、冷却手段を用いて仕上げ圧延温度以上まで急速に冷却する。冷却によって、バーの表面部には微細な組織が生成される。例えば、冷却によって、バーの表面部にはベイナイト相、針状フェライト相又はこれらの混合相などが生成される。
冷却終了温度は、１／４ｔを基準に仕上げ圧延開始温度よりも５０℃以上の温度とすることが好ましく、冷却速度は、１／４ｔを基準に０．５℃／ｓ（秒）以上となることが好ましい。
上記冷却終了温度が仕上げ圧延開始温度よりも５０℃未満の温度の場合には、表面部の復熱が十分に起こらず、冷却時に表面部に生成された微細な組織、例えば、ベイナイト相、針状フェライト相又はこれらの混合相などが再びオーステナイトに変態せず、靭性が低下する恐れがある。したがって、上記冷却終了温度は、仕上げ圧延開始温度よりも５０℃以上の温度に限定することが好ましい。
一方、上記冷却終了温度が仕上げ圧延開始温度よりも１００℃を超える場合には、復熱後の温度が高いためにオーステナイトが成長して粒度が大きくなったり、復熱完了後に大きい温度差のために仕上げ圧延まで長時間待機しなければならず、生産性が低下する恐れがある。したがって、上記冷却終了温度は、仕上げ圧延開始温度よりも１００℃以下の温度に限定することが好ましい。
粗圧延が終わったバー（Ｂａｒ）を、冷却手段を用いて仕上げ圧延温度以上まで急速に冷却する。冷却によって、バーの表面部には微細な組織が生成される。例えば、冷却によって、バーの表面部にはベイナイト相、針状フェライト相又はこれらの混合相などが生成される。
冷却終了温度は、１／４ｔを基準に仕上げ圧延開始温度よりも５０℃以上の温度とすることが好ましく、冷却速度は、１／４ｔを基準に０．５℃／ｓ（秒）以上となることが好ましい。
上記冷却終了温度が仕上げ圧延開始温度よりも５０℃未満の温度の場合には、表面部の復熱が十分に起こらず、冷却時に表面部に生成された微細な組織、例えば、ベイナイト相、針状フェライト相又はこれらの混合相などが再びオーステナイトに変態せず、靭性が低下する恐れがある。したがって、上記冷却終了温度は、仕上げ圧延開始温度よりも５０℃以上の温度に限定することが好ましい。
一方、上記冷却終了温度が仕上げ圧延開始温度よりも１００℃を超える場合には、復熱後の温度が高いためにオーステナイトが成長して粒度が大きくなったり、復熱完了後に大きい温度差のために仕上げ圧延まで長時間待機しなければならず、生産性が低下する恐れがある。したがって、上記冷却終了温度は、仕上げ圧延開始温度よりも１００℃以下の温度に限定することが好ましい。
上記冷却速度が、１／４ｔを基準に０．５℃／ｓ（秒）未満の場合には、バーの中心部の再結晶されたオーステナイト組織の粗大化が起こり、仕上げ圧延し冷却した後の鋼材は、中心部の微細組織の高傾角境界を有する粒度が平均２０マイクロメートルを超える恐れがある。したがって、上記冷却速度は、１／４ｔを基準に０．５℃／ｓ（秒）以上が好ましく、より好ましくは、１／４ｔを基準に１〜１０℃／ｓ（秒）であり、さらに好ましくは、２〜５℃／ｓ（秒）である。
上述のように、バーを冷却することにより、空冷中に再結晶されたオーステナイト組織が粗大化することを防止し、最終微細組織を微細にするという効果を得ることができる。
また、仕上げ圧延前まで長時間の空冷待機が発生することを防止することで、生産性が向上するという効果を得ることができる。
上述のように、バーを冷却することにより、空冷中に再結晶されたオーステナイト組織が粗大化することを防止し、最終微細組織を微細にするという効果を得ることができる。
また、仕上げ圧延前まで長時間の空冷待機が発生することを防止することで、生産性が向上するという効果を得ることができる。
復熱：表面部を基準にＡｃ３温度以上
粗圧延後、冷却手段によって冷却されたバーを一定時間の間空冷させて、過度に冷却された表面部の温度を復熱させる。バーの冷却時に表面部に生成された微細な組織、例えば、ベイナイト相、針状フェライト相又はこれらの混合相などを再びオーステナイトに変態させるために、すなわち、逆変態させるために、復熱時の表面部の温度がＡｃ３温度以上となるまで復熱させることが好ましい。復熱時のより好ましい表面部の温度はＡｃ３℃〜Ａｃ３＋１００℃であり、さらに好ましい表面部の温度はＡｃ３＋２０℃〜Ａｃ３＋７０℃である。
上記バーの表面部は、例えば、表面直下から表面〜１０ｍｍの領域までと定義することができる。
上述のように復熱することによって、上記冷却時に生成されたバーの表面部の微細な組織、例えば、ベイナイト相、針状フェライト相又はこれらの混合相などがオーステナイトに逆変態し、表面部に微細なオーステナイトが生成される。これにより、空冷フェライト変態温度が上昇して、鋼材におけるベイナイト単相組織の生成を低減させるという効果を得ることができる。
上記微細な組織、例えば、ベイナイト相、針状フェライト相又はこれらの混合相などから逆変態したオーステナイトの粒度は、例えば、５０マイクロメートル（μｍ）以下である。
粗圧延後、冷却手段によって冷却されたバーを一定時間の間空冷させて、過度に冷却された表面部の温度を復熱させる。バーの冷却時に表面部に生成された微細な組織、例えば、ベイナイト相、針状フェライト相又はこれらの混合相などを再びオーステナイトに変態させるために、すなわち、逆変態させるために、復熱時の表面部の温度がＡｃ３温度以上となるまで復熱させることが好ましい。復熱時のより好ましい表面部の温度はＡｃ３℃〜Ａｃ３＋１００℃であり、さらに好ましい表面部の温度はＡｃ３＋２０℃〜Ａｃ３＋７０℃である。
上記バーの表面部は、例えば、表面直下から表面〜１０ｍｍの領域までと定義することができる。
上述のように復熱することによって、上記冷却時に生成されたバーの表面部の微細な組織、例えば、ベイナイト相、針状フェライト相又はこれらの混合相などがオーステナイトに逆変態し、表面部に微細なオーステナイトが生成される。これにより、空冷フェライト変態温度が上昇して、鋼材におけるベイナイト単相組織の生成を低減させるという効果を得ることができる。
上記微細な組織、例えば、ベイナイト相、針状フェライト相又はこれらの混合相などから逆変態したオーステナイトの粒度は、例えば、５０マイクロメートル（μｍ）以下である。
仕上げ圧延温度：１／４ｔ基準Ａｒ３以上
粗圧延されたバーを、未再結晶領域で仕上げ圧延を行う。仕上げ圧延終了温度は、フェライト生成温度（Ａｒ３）以上とする。Ａｒ３未満の温度で圧延を行う場合、厚さ方向における微細組織全体に空冷フェライトが多量に生成され、５００ＭＰａ以上の降伏強度を確保することが困難となる可能性がある。
仕上げ圧延後の冷却条件：３℃／ｓ以上の冷却速度で６００℃以下に冷却して終了
上記表面部の逆変態によるオーステナイトの微細化によって、空冷フェライト変態温度が上昇する。これにより、仕上げ圧延後の冷却工程前に、微細なオーステナイトの少なくとも一部はフェライトに変態し、フェライトに変態しないオーステナイトは、冷却によってベイナイトに変態する。
したがって、鋼材の表面部の微細組織は、フェライトとベイナイトの混合相を有する。
上記仕上げ圧延された鋼材を３℃／ｓ以上の冷却速度で６００℃以下に冷却する。
仕上げ圧延後の冷却時に、冷却速度が３℃／ｓよりも低くなったり、６００℃よりも高い温度で冷却が終了すると、微細組織が適切に形成されず、降伏強度が５００ＭＰａ未満となる可能性がある。
上記鋼材は、好ましくは、５０ｍｍ以上の厚さを有する。
粗圧延されたバーを、未再結晶領域で仕上げ圧延を行う。仕上げ圧延終了温度は、フェライト生成温度（Ａｒ３）以上とする。Ａｒ３未満の温度で圧延を行う場合、厚さ方向における微細組織全体に空冷フェライトが多量に生成され、５００ＭＰａ以上の降伏強度を確保することが困難となる可能性がある。
仕上げ圧延後の冷却条件：３℃／ｓ以上の冷却速度で６００℃以下に冷却して終了
上記表面部の逆変態によるオーステナイトの微細化によって、空冷フェライト変態温度が上昇する。これにより、仕上げ圧延後の冷却工程前に、微細なオーステナイトの少なくとも一部はフェライトに変態し、フェライトに変態しないオーステナイトは、冷却によってベイナイトに変態する。
したがって、鋼材の表面部の微細組織は、フェライトとベイナイトの混合相を有する。
上記仕上げ圧延された鋼材を３℃／ｓ以上の冷却速度で６００℃以下に冷却する。
仕上げ圧延後の冷却時に、冷却速度が３℃／ｓよりも低くなったり、６００℃よりも高い温度で冷却が終了すると、微細組織が適切に形成されず、降伏強度が５００ＭＰａ未満となる可能性がある。
上記鋼材は、好ましくは、５０ｍｍ以上の厚さを有する。
上述の製造方法を経ることにより、鋼材の表面の微細組織は、ポリゴナルフェライトとベイナイトの混合相からなり、鋼材の中心部から１／４ｔは５０％以上の針状フェライト及び５０％以下のベイナイトからなり、鋼材の全厚さにおいてベイナイト単相組織を有する領域の分率が２０％以下である鋼材を製造することができる。
上記鋼材は、好ましくは、中心部の微細組織の高傾角境界を有する粒度が平均２０マイクロメートル以下である。
上記鋼材は、好ましくは、降伏強度が５００ＭＰａ以上である。
上記鋼材は、好ましくは、中心部の衝撃遷移温度が−４０℃以下である。
上記鋼材は、好ましくは、中心部の微細組織の高傾角境界を有する粒度が平均２０マイクロメートル以下である。
上記鋼材は、好ましくは、降伏強度が５００ＭＰａ以上である。
上記鋼材は、好ましくは、中心部の衝撃遷移温度が−４０℃以下である。
このように、鋼の組成及び製造条件を制御することで脆性亀裂伝播抵抗性に優れた製品の微細組織を確保し、バーの冷却と復熱を通じて、粗圧延後から仕上げ圧延前までに発生する空冷待機時間を短縮させて生産性を向上させ、且つ粒度微細化を確保する、降伏強度が５００ＭＰａ以上であり、中心部の衝撃遷移温度が−４０℃以下である極厚高強度鋼材を提供することができる。
特に、本発明では、粗圧延されたバー（Ｂａｒ）を、冷却手段を用いて冷却するため、空冷待機時間を短縮し、オーステナイトが成長することを防止することにより、生産性を向上させることができる。また、鋼材の中心部の微細組織の高傾角境界を有する粒度を平均２０マイクロメートル以下に維持することができる。
上述のように、鋼の組成を制御すると共に製造工程、特に粗圧延後の仕上げ圧延工程前に適切な条件で冷却及び復熱工程を行うことにより、脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度極厚鋼材を高い生産性で提供することができる。
特に、本発明では、粗圧延されたバー（Ｂａｒ）を、冷却手段を用いて冷却するため、空冷待機時間を短縮し、オーステナイトが成長することを防止することにより、生産性を向上させることができる。また、鋼材の中心部の微細組織の高傾角境界を有する粒度を平均２０マイクロメートル以下に維持することができる。
上述のように、鋼の組成を制御すると共に製造工程、特に粗圧延後の仕上げ圧延工程前に適切な条件で冷却及び復熱工程を行うことにより、脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度極厚鋼材を高い生産性で提供することができる。
以下、実施例を挙げて本発明を説明する。
（実施例）
表１の組成を有する厚さ４００ｍｍの鋼スラブを１０７０℃の温度で再加熱した後、１０２５℃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５０％と同一に適用した。
上記粗圧延されたバーの厚さは２００ｍｍであり、上記粗圧延後にバーの冷却を行い、その後に復熱を行った。表２の表面復熱温度は、バーを冷却した後のバーの厚さを考慮して、１／４ｔと１／２ｔの温度差が２０℃未満となる時点で測定した表面温度測定値である。上記バーの冷却は、バーの表面部はＡｃ３未満の温度を有し、１／４ｔ（ここで、ｔはバーの厚さ）領域は、仕上げ圧延開始温度よりも５０℃以上高い温度を有するように行われた。このとき、バーの冷却時に冷却速度は１〜５℃／ｓｅｃであった。
復熱が完了した時点で直ちに仕上げ圧延を行い、表２の厚さを有する鋼板を得て、その後に３．５〜５℃／ｓｅｃの冷却速度で５００〜３００℃の範囲の温度まで冷却した。
（実施例）
表１の組成を有する厚さ４００ｍｍの鋼スラブを１０７０℃の温度で再加熱した後、１０２５℃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５０％と同一に適用した。
上記粗圧延されたバーの厚さは２００ｍｍであり、上記粗圧延後にバーの冷却を行い、その後に復熱を行った。表２の表面復熱温度は、バーを冷却した後のバーの厚さを考慮して、１／４ｔと１／２ｔの温度差が２０℃未満となる時点で測定した表面温度測定値である。上記バーの冷却は、バーの表面部はＡｃ３未満の温度を有し、１／４ｔ（ここで、ｔはバーの厚さ）領域は、仕上げ圧延開始温度よりも５０℃以上高い温度を有するように行われた。このとき、バーの冷却時に冷却速度は１〜５℃／ｓｅｃであった。
復熱が完了した時点で直ちに仕上げ圧延を行い、表２の厚さを有する鋼板を得て、その後に３．５〜５℃／ｓｅｃの冷却速度で５００〜３００℃の範囲の温度まで冷却した。
表１及び表２によって製造された鋼材に対して、微細組織分析結果及び降伏強度／中心部の衝撃遷移温度結果を表３に示した。
また、ＥＳＳＯ試験を用いて、鋼材に対するＣＡＴ（Ｃｒａｃｋ Ａｒｒｅｓｔ Ｔｅｓｔ）評価を−１０℃で行い、クラック伝播（Ｐｒｏｐａｇａｔｅ）／停止（Ａｒｒｅｓｔ）の有無を表３に示した。
表３における中心部の粒度は、ＥＢＳＤ方法を用いて測定され、測定結果を活用して１５度以上の高傾角境界を有する粒度を計算して測定された値である。
また、ＥＳＳＯ試験を用いて、鋼材に対するＣＡＴ（Ｃｒａｃｋ Ａｒｒｅｓｔ Ｔｅｓｔ）評価を−１０℃で行い、クラック伝播（Ｐｒｏｐａｇａｔｅ）／停止（Ａｒｒｅｓｔ）の有無を表３に示した。
表３における中心部の粒度は、ＥＢＳＤ方法を用いて測定され、測定結果を活用して１５度以上の高傾角境界を有する粒度を計算して測定された値である。
表３に示すように、比較例１及び２は、バーの冷却後の復熱温度がＡｃ３温度以下であるため、バーの冷却時に生成された表面部のベイナイト組織が再びオーステナイトに変態できず、粗大になる。これにより、ベイナイト単相組織領域が２０％を超え、クラックが停止せずに伝播したことが、脆性亀裂伝播抵抗性を示す−１０℃で測定されたＣＡＴより分かる。
比較例１及び２は、Ａｃ３温度以下に復熱されたため、冷却時に生成されたベイナイトなどから再びオーステナイトに１００％変態が起こらず、一部の変態のみが起こり、復熱後に逆変態したオーステナイトの粒度測定が不可能であった。
比較鋼３及び４は、本発明で提示するバーの冷却を適用しないことにより、微細組織の分率は本発明で提示した範囲に含まれているにも関わらず、中心部の微細組織が粗圧延後の空冷中に粗大化して、中心部の平均粒度が２０マイクロ以上となる。これにより、中心部の衝撃遷移温度が−４０℃以上となり、クラックが停止せずに伝播したことが、脆性亀裂伝播抵抗性を示す−１０℃で測定されたＣＡＴより分かる。
比較例１及び２は、Ａｃ３温度以下に復熱されたため、冷却時に生成されたベイナイトなどから再びオーステナイトに１００％変態が起こらず、一部の変態のみが起こり、復熱後に逆変態したオーステナイトの粒度測定が不可能であった。
比較鋼３及び４は、本発明で提示するバーの冷却を適用しないことにより、微細組織の分率は本発明で提示した範囲に含まれているにも関わらず、中心部の微細組織が粗圧延後の空冷中に粗大化して、中心部の平均粒度が２０マイクロ以上となる。これにより、中心部の衝撃遷移温度が−４０℃以上となり、クラックが停止せずに伝播したことが、脆性亀裂伝播抵抗性を示す−１０℃で測定されたＣＡＴより分かる。
比較例５は、本発明で提示するＣの上限よりも高い値を有することにより、過度な硬化能のために多量のベイナイト組織が生成された。これにより、中心部の衝撃遷移温度が−４０℃以上となり、クラックが停止せずに伝播したことが、脆性亀裂伝播抵抗性を示す−１０℃で測定されたＣＡＴより分かる。
比較例６は、本発明で提示するＭｎの上限よりも高い値を有することにより、過度な硬化能のために多量のベイナイト組織が生成された。これにより、中心部の衝撃遷移温度が−４０℃以上となり、クラックが停止せずに伝播したことが、脆性亀裂伝播抵抗性を示す−１０℃で測定されたＣＡＴより分かる。
比較例７は、本発明で提示するＣ、Ｍｎの下限よりも低い値を有することにより、硬化能が不十分で、多量のポリゴナルフェライト及びパーライト組織が生成された。これにより、降伏強度が５００ＭＰａ以下であることが分かる。
比較例６は、本発明で提示するＭｎの上限よりも高い値を有することにより、過度な硬化能のために多量のベイナイト組織が生成された。これにより、中心部の衝撃遷移温度が−４０℃以上となり、クラックが停止せずに伝播したことが、脆性亀裂伝播抵抗性を示す−１０℃で測定されたＣＡＴより分かる。
比較例７は、本発明で提示するＣ、Ｍｎの下限よりも低い値を有することにより、硬化能が不十分で、多量のポリゴナルフェライト及びパーライト組織が生成された。これにより、降伏強度が５００ＭＰａ以下であることが分かる。
比較例８は、本発明で提示するＮｉの上限よりも高い値を有することにより、過度な硬化能のために多量のベイナイト組織が生成された。これにより、中心部の衝撃遷移温度が−４０℃以上となり、クラックが停止せずに伝播したことが、脆性亀裂伝播抵抗性を示す−１０℃で測定されたＣＡＴより分かる。
比較例９は、本発明で提示するＴｉ、Ｎｂの上限よりも高い値を有することにより、過度な硬化能のために多量のベイナイト組織が生成され、粗大なＴｉＮあるいは（ＴｉＮｂ）、（Ｃ，Ｎ）が析出し、クラックが停止せずに伝播したことが、脆性亀裂伝播抵抗性を示す−１０℃で測定されたＣＡＴより分かる。
これに対し、本発明で提示した成分範囲を満たし、且つ粗圧延後にバーの冷却を行い、その後にＡｃ３温度よりも高い温度で表面部を復熱させた発明例１〜５は、中心部の粒度が２０マイクロ以下と微細であり、鋼材の全厚さ領域に対してベイナイト単相域が２０％以下であり、表面部の中心部から１／４ｔ部の微細組織が５０％以上の針状フェライト及び５０％以下のベイナイトで構成されたことが分かる。これにより、発明例１〜５は、降伏強度が５００ＭＰａ以上、中心部の衝撃遷移温度が−４０℃以下となり、クラックが停止せずに伝播したことが、−１０℃で測定されたＣＡＴより分かる。
比較例９は、本発明で提示するＴｉ、Ｎｂの上限よりも高い値を有することにより、過度な硬化能のために多量のベイナイト組織が生成され、粗大なＴｉＮあるいは（ＴｉＮｂ）、（Ｃ，Ｎ）が析出し、クラックが停止せずに伝播したことが、脆性亀裂伝播抵抗性を示す−１０℃で測定されたＣＡＴより分かる。
これに対し、本発明で提示した成分範囲を満たし、且つ粗圧延後にバーの冷却を行い、その後にＡｃ３温度よりも高い温度で表面部を復熱させた発明例１〜５は、中心部の粒度が２０マイクロ以下と微細であり、鋼材の全厚さ領域に対してベイナイト単相域が２０％以下であり、表面部の中心部から１／４ｔ部の微細組織が５０％以上の針状フェライト及び５０％以下のベイナイトで構成されたことが分かる。これにより、発明例１〜５は、降伏強度が５００ＭＰａ以上、中心部の衝撃遷移温度が−４０℃以下となり、クラックが停止せずに伝播したことが、−１０℃で測定されたＣＡＴより分かる。
Claims (13)
- 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０９％、Ｍｎ：１．４〜２．２％、Ｎｉ：０．２〜０．９％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０４％、Ｃｕ：０．１〜０．５％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｐ：１００ｐｐｍ以下、Ｓ：４０ｐｐｍ以下、残りがＦｅ及びその他の不可避不純物からなり、表面部は、ポリゴナルフェライトとベイナイトの混合相からなり、厚さ１／２ｔ〜１／４ｔ（ここで、ｔ：鋼材の厚さ）部分は、５０体積％以上の針状フェライト及び５０体積％以下のベイナイトからなり、鋼材の全厚さにおいてベイナイト（ｂａｉｎｉｔｅ）単相組織を有する領域の分率が２０％以下であることを特徴とする脆性亀裂伝播抵抗性に優れた極厚鋼材。
- 前記鋼材は、中心部の微細組織の高傾角境界を有する粒度が平均２０マイクロメートル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極厚鋼材。
- 前記鋼材の降伏強度が５００ＭＰａ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極厚鋼材。
- 前記鋼材の中心部の衝撃遷移温度が−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極厚鋼材。
- 前記鋼材の厚さが５０ｍｍ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極厚鋼材。
- 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０９％、Ｍｎ：１．４〜２．２％、Ｎｉ：０．２〜０．９％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０４％、Ｃｕ：０．１〜０．５％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｐ：１００ｐｐｍ以下、Ｓ：４０ｐｐｍ以下、残りがＦｅ及びその他の不可避不純物からなる鋼スラブを１１５０〜１０００℃の温度で再加熱する段階と、
前記再加熱されたスラブを１１５０〜９００℃の温度で粗圧延する段階と、
前記粗圧延されたバー（Ｂａｒ）を、冷却手段を活用して冷却する段階と、
前記冷却されたバーを、表面を基準にＡｃ３温度以上に復熱させる段階と、
前記復熱されたバーを、１／４ｔを基準にＡｒ３以上の温度で仕上げ圧延する段階と、
仕上げ圧延後、３℃／ｓ以上の冷却速度で６００℃以下の温度に冷却する段階と、を含み、
前記バーの冷却は、バーの表面部はＡｃ３未満の温度を有し、１／４ｔ（ここで、ｔはバーの厚さ）領域は仕上げ圧延開始温度よりも５０℃以上高い温度を有するように行われることを特徴とする脆性亀裂伝播抵抗性に優れた極厚鋼材の製造方法。 - 前記鋼材の厚さが５０ｍｍ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極厚鋼材の製造方法。
- 前記復熱させる段階において、復熱されたバーの表面温度がＡｃ３＋２０℃〜Ａｃ３＋７０℃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極厚鋼材の製造方法。
- 前記バーを冷却する段階において、バーの表面部にベイナイト相（ｐｈａｓｅ）、針状フェライト相又はこれらの混合相が生成さ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極厚鋼材の製造方法。
- 冷却されたバーを復熱させる段階において、表面部のベイナイト相、針状フェライト相又はこれらの混合相がオーステナイトに逆変態す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極厚鋼材の製造方法。
- 前記逆変態したオーステナイトの粒度は、５０マイクロメートル（μｍ）以下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極厚鋼材の製造方法。
- 前記粗圧延されたバーの冷却時に、冷却速度は１／４ｔを基準に１〜１０℃／ｓ（秒）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極厚鋼材の製造方法。
- 前記粗圧延されたバーの冷却時に、冷却速度は１／４ｔを基準に２〜５℃／ｓ（秒）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極厚鋼材の製造方法。
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