JP2020503445A - 耐水素誘起割れ性に優れた引張強度４５０ＭＰａ級の厚肉鋼材及びその製造方法 - Google Patents

耐水素誘起割れ性に優れた引張強度４５０ＭＰａ級の厚肉鋼材及びその製造方法 Download PDF

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Abstract

【課題】４５０ＭＰａ級の引張強度を有する耐水素誘起割れ性に優れた焼ならし熱処理厚肉鋼材を提供すること。【解決手段】耐水素誘起割れ性に優れた引張強度４５０ＭＰａ級の厚肉鋼材及びその製造方法を提供する。本発明の厚肉鋼材は、重量％で、Ｃ：０．０３〜０．０６％、Ｓｉ：０．２〜０．４％、Ｍｎ：１．０〜１．６％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ａｌ：０．０６％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｃｕ：０．０５〜０．４％、Ｎｉ：０．０５〜０．５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３％、残部がＦｅと不可避不純物の組成で、厚さが４０ｍｍ以上である。【選択図】図１

Description

本発明は、耐水素誘起割れ性に優れた厚肉鋼材及びその製造方法に関するものであり、より詳細には、４０ｍｍ以上の厚さと４５０ＭＰａ級の引張強度を有する焼ならし熱処理厚肉鋼材及びその製造方法に関するものである。
ＡＰＩ（Ａｍｅｒｉｃａｎ Ｐｅｔｒｏｌｅｕｍ Ｉｎｓｔｉｔｕｔｅ）規格の水素誘起割れ保証厚板鋼材は、パイプラインやプロセスパイプなどに用いられており、使用環境に応じて鋼材の要求物性及び製造プロセスが決定される。ユーザーが高温環境で用いる場合には、鋼材の製造工程も焼ならしや焼入れ／焼戻しなどの熱処理工程が必要となり、さらに鋼管の製造工程に焼ならし工程があると、熱処理鋼材のうち焼ならし鋼材が必要となる。
しかし、焼ならし鋼材は、一般に空冷材の特性上、強度が低く、強度を上げるためにＣ、Ｍｎなどの合金元素の含有量を増加すると、耐水素誘起割れ性が急激に低下するという問題が発生する。その理由は、Ｃ、Ｍｎなどの添加によって鋼材中のパーライトが増加し、パーライト分率が一定の割合を超えると、耐水素誘起割れ性が急激に低下するためである。また、焼ならし鋼材の特性上、鋼管の造管後には水素誘起割れに対する抵抗性が低下することから、最近では耐水素誘起割れ性の要求が厳しくなっている。
耐水素誘起割れ性の優れた焼ならし鋼材を製造するために、現在まで以下のような技術が提案されている。
韓国特許公開第２００４−００２１１１７号公報は、発電所のボイラー、圧力容器などの材料に用いられ、靭性に優れた引張強度６００ＭＰａ級の圧力容器用鋼材を提案している。この公報で提案された圧力容器用鋼材は、重量％で、Ｃ：０．０８〜０．１６％、Ｓｉ：０．１〜０．４％、Ｍｎ：０．８〜１．８％、Ｍｏ：０．２〜０．８％、Ｎｉ：０．３〜０．８％、Ｂ：０．０００５〜０．００３％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ａｌ：０．０１〜０．０８％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎ：０．０１０％以下、残りがＦｅとその他の不可避不純物でなる組成の鋼材をＡｃ３〜９３０℃の温度範囲で熱処理した後、板厚中心部で０．５〜５℃／秒の冷却速度で室温まで強制冷却する工程を行って製造され、靭性に優れた引張強度６００ＭＰａ級の圧力容器用鋼材としている。
しかし、上記韓国特許公開第２００４−００２１１１７号公報に記載された成分及び製造条件には、Ｃ含有量が高くて耐水素誘起割れ性に優れた焼ならし鋼材を製造できないだけでなく、焼ならし鋼材の強度向上に効果がないＭｏを積極的に活用しているという欠点がある。さらに、Ｃｕを用いていないにもかかわらず、高温脆性（Ｈｏｔ Ｓｈｏｒｔｎｅｓｓ）を防止するために添加されるＮｉを多量に用いているという欠点がある。また、低強度鋼材において耐水素誘起割れ性に大きな影響を及ぼす介在物の分布に対する考慮がなされていないという問題がある。
韓国特許第０８３３０７０号公報では、５００ＭＰａ級の引張強度を満たすとともに、耐水素誘起割れ性に優れた圧力容器用厚鋼板を提案している。この公報に提案された圧力容器用鋼及び製造方法は、重量％で、Ｃ：０．１〜０．３０％、Ｓｉ：０．１５〜０．４０％、Ｍｎ：０．６〜１．２％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．００１〜０．０５％、Ｃｒ：０．３５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｕ：０．５％以下、Ｍｏ：０．２％以下、Ｖ：０．０５％以下、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．００５、残りがＦｅと不可避不純物からなり、成分の制約として、（１）Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＜１．５％、（２）Ｃｒ＋Ｍｏ＜０．４％（３）Ｖ＋Ｎｂ＜０．１％（４）Ｃａ／Ｓ＞１．０の式を満たす組成の鋼板を１０５０〜１２５０℃の温度で再加熱する再加熱段階と、未再結晶域温度以上で熱間圧延する再結晶制御圧延段階と、８５０〜９５０℃の温度で１．３×ｔ＋（１０〜３０分）（但し、ｔは鋼材の厚さ（ｍｍ）を意味する）の条件で熱処理する焼ならし段階と、を行うことを特徴としている。
しかし、上記韓国特許第０８３３０７０号公報では、韓国特許公開第２００４−００２１１１７号公報と同様に、焼ならし鋼材の強度向上に効果が少ないＣｒ、Ｍｏ、Ｖを活用しており、Ｃ含有量も０．１重量％以上と、耐水素誘起割れ性の確保にも問題があると判断される。
本発明は、上記従来技術の問題点を解決するためのものであり、本発明によると、鋼成分と微細組織及び圧延、冷却、熱処理方法を最適化することにより、４０ｍｍ以上の厚さと４５０ＭＰａ級の引張強度を有する耐水素誘起割れ性に優れた焼ならし熱処理厚肉鋼材を提供することができる。また、従来の技術とは異なり、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖなどの高価な析出型元素を含まず、通常の焼ならし熱処理方法よりも高い温度で熱処理を行うことにより、耐水素誘起割れ性に優れた引張強度４５０ＭＰａ級の焼ならし熱処理厚肉鋼材を提供することができる。
本発明の課題は、上述の内容に限定されない。本発明が属する技術分野における通常の知識を有する者であれば、本発明の内容全体から本発明の付加的な課題を理解するのに何ら困難がないであろう。
上記本発明の課題を解決するために、本発明の一側面は、重量％で、Ｃ：０．０３〜０．０６％、Ｓｉ：０．２〜０．４％、Ｍｎ：１．０〜１．６％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ａｌ：０．０６％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｃｕ：０．０５〜０．４％、Ｎｉ：０．０５〜０．５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３％、残部がＦｅと不可避不純物からなる組成で、厚さが４０ｍｍ以上、引張強度が４５０Ｍｐａ以上である耐水素誘起割れ性に優れた厚肉鋼材に関するものである。
上記厚肉鋼材は、さらに、Ｎｂ：０．００５％〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５％〜０．０３％を選択的に含むことができる。
上記厚肉鋼材は、微細組織としてフェライトとパーライトの複合組織を有し、パーライトの面積分率が１０％未満であることができる。
上記厚肉鋼材は、Ａｌ−Ｃａ系介在物を含み、圧延方向を基準として、直径が２μｍ以上であるＡｌ−Ｃａ系介在物間の最小距離が１００μｍ以上であることができる。
本発明の他の一側面は、重量％で、Ｃ：０．０３〜０．０６％、Ｓｉ：０．２〜０．４％、Ｍｎ：１．０〜１．６％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ａｌ：０．０６％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｃｕ：０．０５〜０．４％、Ｎｉ：０．０５〜０．５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３％、残部がＦｅと不可避不純物である組成のスラブを準備する段階と、
上記スラブを１１００〜１３００℃の温度で加熱する段階と、
上記加熱されたスラブを、９００℃以上の仕上げ圧延温度で総圧下厚さが２００ｍｍ未満となるように熱間圧延する段階と、
上記熱間圧延された鋼板を１０００〜１１００℃の温度で焼ならし熱処理する段階と、を行う耐水素誘起割れ性に優れた厚肉鋼材の製造方法に関するものである。
本発明によると、鋼成分と微細組織、圧延方法を最適化することにより、耐水素誘起割れ性に優れ、且つ４５０ＭＰａ以上の引張強度と４０ｍｍ以上の厚さを有する鋼材を低い製造コストで製造することができるという効果がある。
発明例１と同一の成分を有する比較例５〜１０の焼ならし温度による引張強度の分布を示す図である。 比較例７（低温圧延材）の水素誘起割れ破面でのＡｌ−Ｃａ系介在物を示す写真である。
靭性向上及び強度向上に寄与するが、その含有量が０．０１％を超えると、固溶状態のＮが存在し、これら固溶状態のＮは、低温靭性に悪影響を及ぼす。そこで、その範囲を０．０１％以下に制限するのが好ましい。
Ｃｕ：０．０５〜０．４％；
Ｃｕは、固溶強化によってフェライトの強度を向上させる元素であり、０．０５％以上添加しなければならない。しかし、Ｃｕは、熱間圧延時の表面に割れを引き起こして表面品質を阻害する元素であるので、その上限を０．４％に制限することが好ましい。
Ｎｉ：０．０５〜０．５％；
Ｎｉは、鋼の靭性を向上させる元素であり、Ｃｕ添加鋼の熱間圧延時に発生する表面割れを低減させるために、０．０５％以上添加することが好ましい。また、Ｎｉを０．５％以上添加すると、鋼材のコストが上昇するので、その上限は０．５％とする。
Ｃａ：０．０００５〜０．００３％；
Ｃａは、ＭｎＳ介在物を球状化する役割を果たす。ＭｎＳは中心部に生じる溶融点の低い介在物であり、圧延時に延伸して鋼材の中心部に延伸介在物として存在する。また、ＭｎＳの量が多くて部分的に密集すると、厚さ方向に延伸する際に延びを減少させる役割を果たす。添加されたＣａは、ＭｎＳと反応してＭｎＳの周囲を囲むため、ＭｎＳの延伸を妨げる。このようなＣａの球状化作用効果を奏するためには、０．０００５％以上添加しなければならない。Ｃａは揮発性が大きくて収率が低い元素であるため、工程で発生する負荷を考慮して、その上限を０．００３％以下に制限することが好ましい。
本発明の鋼板は、上述の組成に加え、さらにＮｂ及びＴｉを選択的に含むことができる。
Ｎｂ：０．００５〜０．０５％；
Ｎｂは、スラブ再加熱時に固溶し、熱間圧延中にオーステナイト結晶粒の成長を抑制し、その後に析出して鋼の強度を向上させる役割を果たす。そこで、Ｎｂを０．００５％以上添加することが好ましい。しかし、Ｎｂが０．０５％を超えて過剰に添加すると、中心部にＴｉと共に晶出して水素誘起割れを引き起こすので、本発明では、Ｎｂの上限を０．０５％に制限する。
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％；
Ｔｉは、スラブ再加熱時にＮと結合してＴｉＮの形態でオーステナイト結晶粒の成長を抑制する効果がある元素である。しかし、Ｔｉが０．０３％を超えて添加すると、熱処理材の低温衝撃靭性が低下するので、本発明では、Ｔｉの上限を０．０３％に制限する。低温靭性の側面で、Ｔｉを０．０１％以下添加することがより好ましい。
その他にも、本発明の鋼板は、Ｆｅと不可避不純物を含み、上述の組成成分以外に他の成分の添加を排除しない。つまり、本発明の鋼板は、上述の鋼組成成分以外に他の成分をさらに含むこともできる。
一方、上述の組成を有する鋼材は、元素の含有量及び圧延、冷却条件及び熱処理条件によって異なる微細組織が形成され、組成が同じであっても微細組織によって強度及び耐水素誘起割れ性に影響を及ぼすことがある。以下、本発明の４０ｍｍ以上の厚さと４５０ＭＰａ以上級の引張強度を有する耐水素誘起割れ性に優れた焼ならし型鋼材の微細組織について説明する。
基地組織：フェライトとパーライトの複合組織；
本発明の耐水素誘起割れ性に優れた厚板焼ならし鋼板は、４０ｍｍ以上の厚さを有する鋼板であり、厚さに関係なく引張強度が４５０Ｍｐａ以上級である高強度を維持するとともに耐水素誘起割れ性に優れた鋼板である。焼ならし鋼は、一般に成分の過剰な添加がなければ、基地組織としてフェライトとパーライトの二相を有するが、基地組織内のパーライト分率が１０面積％以上であると、水素誘起割れに対する抵抗性が低下するため、本発明では、パーライト分率を１０％未満に制限する。
直径が２μｍ以上であるＡｌ−Ｃａ系介在物間の最小距離：１００μｍ以上；
Ａｌ−Ｃａ系介在物は、低強度鋼の耐水素誘起割れ性を損なう因子であり、圧延方向に直径が２μｍ以上であるＡｌ−Ｃａ系介在物間の最小距離が１００μｍ未満であると、耐水素誘起割れ性を劣化させる。したがって、本発明では、直径が２μｍ以上であるＡｌ−Ｃａ系介在物間の最小距離の下限を１００μｍに制限することが好ましい。
次に、本発明において４０ｍｍ以上の厚さと４５０ＭＰａ級の引張強度を有する耐水素誘起割れ性に優れた焼ならし熱処理鋼板の製造方法を説明する。
まず、本発明では、上述の組成成分を有する鋼スラブを準備した後、これを１１００〜１３００℃の温度範囲で加熱する。
この再加熱工程は、鋼スラブを熱間圧延するために高温で加熱する工程である。再加熱温度が本発明で制限する上限値である１３００℃を超えると、オーステナイト結晶粒が粗大化しすぎて鋼の強度が低下し、表面スケール不良が発生することがある。一方、再加熱温度が１１００℃未満であると、合金元素の再固溶率が低下することがある。それを考慮して、本発明では、再加熱温度を１１００〜１３００℃の範囲に制限することが好ましく、強度と靭性の側面で、１１００〜１１８０℃に制限することがより好ましい。
次に、本発明では、上記加熱されたスラブを、９００℃以上の仕上げ熱間圧延温度で総圧下厚さが２００ｍｍ未満となるように熱間圧延する。
仕上げ圧延温度が低ければ低いほど結晶粒が微細化して鋼材の低温靭性が向上するという効果がある。しかし、仕上げ圧延温度が９００℃未満であると、大型Ａｌ−Ｃａ系介在物が圧延方向に分割され、直径が２μｍ以上であるＡｌ−Ｃａ系介在物間の最小距離が１００μｍ未満となり、鋼の耐水素誘起割れ性が急激に低下する。そこで、本発明では、仕上げ圧延温度を９００℃以上に制限する。
一方、ＴＭＣＰ材は、上記スラブの総圧下厚さが増加するにつれて結晶粒が微細化して低温靭性が向上するという効果がある。しかし、スラブの総圧下厚さが２００ｍｍ以上であると、圧延中に焼ならし鋼材のＡｌ−Ｃａ系介在物が圧延方向に容易に分割され、直径が２μｍ以上であるＡｌ−Ｃａ系介在物間の最小距離が１００μｍ未満となり、鋼の耐水素誘起割れ性が急激に低下する。したがって、本発明では、スラブの総圧下厚さが２００ｍｍ以下となるように熱間圧延することが好ましい。
次いで、本発明では、上記熱間圧延された鋼板を冷却する。このときの冷却は、空冷方式が好ましい。本発明で提供する鋼材は、圧延後に熱処理を経るため、冷却工程が重要な工程変数ではないが、高温からの水冷時には鋼板の形状変形及び生産性低下の原因となるので、冷却方式として空冷を用いることが好ましい。
そして、本発明では、上記熱間圧延された鋼板を１０００〜１１００℃の温度範囲で焼ならし処理する。
焼ならし温度は、熱間圧延後に冷却された鋼板を一定温度以上のオーステナイト領域に再加熱する温度を意味し、加熱後に空冷を行う。通常、焼ならし温度はＡｒ３温度直上で行うが、本発明で提案する焼ならし温度範囲は、オーステナイト結晶粒成長による結晶粒粗大化を目標としているので、通常の焼ならし温度を外れる。
本発明における焼ならし温度が１０００℃未満であると、オーステナイト結晶粒が十分に粗大化しないため、空冷時に十分な焼入れ性を確保することができず、また、空冷時に形成されたフェライト及びパーライトがオーステナイト相に完全に変態しないことがある。一方、焼ならし温度が１１００℃を超えると、オーステナイト結晶粒が粗大化しすぎて低温靭性を劣化させる作用を行うとともに、鋼表面に高温スケールを生じさせることがある。それを考慮して、本発明では、焼ならし再加熱温度の範囲を１０００〜１１００℃に制限することが好ましい。
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、下記実施例は、本発明を例示して具体化するためのものであり、本発明の権利範囲を制限するためのものではないという点に留意する必要がある。本発明の権利範囲は、特許請求の範囲に記載された事項と、それから合理的に類推される事項によって決定されるものである。
表１の組成を有する鋼スラブを再加熱、熱間圧延及び焼ならし加熱して鋼板を製造した。表２及び表３における発明例は、本発明の鋼組成及び製造条件に符合したものであり、比較例は、本発明の鋼組成及び製造条件のいずれか一つ以上を外れたものである。
表１の鋼種を用いて、表２の製造工程の条件に従って鋼板を製造した。具体的には、表１の組成を有する鋼スラブを、表２の加熱温度で加熱し、表２の仕上げ圧延温度及び総圧下厚さに圧延した後に空冷し、表２の再加熱温度で再加熱した後に空冷した。
上記のように製造した鋼板に対して、パーライト面積分率、Ａｌ−Ｃａ系介在物間の距離、引張強度、及び水素誘起割れ感受性（ＣＬＲ：Ｃｒａｃｋ Ｌｅｎｇｔｈ Ｒａｔｉｏ）を測定し、その結果を表３に示した。
上記パーライト面積分率及びＡｌ−Ｃａ系介在物間の距離は、鋼板の微細組織を観察して示し、水素誘起割れ感受性（ＣＬＲ）は、ＮＡＣＥ（米国Ｎａｔｉｏｎａｌ Ａｓｓｏｃｉａｔｉｏｎ ｏｆ Ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｓ）で規定した方法に準拠して試験を行った後、試験片全長に対して発生した水素誘起割れの長さの百分率を求めて記載した。
表１に記載された値は重量％を意味する。比較例１〜４は、鋼組成成分及び製造工程の条件が本発明の範囲を外れた場合の例であり、比較例５〜１０は、鋼組成成分は本発明の範囲を満たすが、製造工程の条件が本発明の範囲を外れた場合の例である。
表１〜表３を参照すると、発明例１〜２は、本発明の鋼組成成分及び製造工程の条件を満たした場合であり、引張強度が４５０ＭＰａ以上であり、水素誘起割れ感受性（ＣＬＲ）が１％以下であって、耐水素誘起割れ性に優れていることが分かる。
一方、本発明の成分系、成分範囲及び工程条件のいずれか一つ以上を満たしてない比較例１〜１０は、引張強度が４５０ＭＰａ未満であるか、または水素誘起割れ感受性（ＣＬＲ）が１％を超え、耐水素誘起割れ性が不十分であった。
これにより、本発明の組成及び製造工程に従って鋼板を製造することにより、４０ｍｍ以上の厚さと４５０ＭＰａ級の引張強度を有する耐水素誘起割れ性に優れた厚鋼材が得られることが分かる。
本発明は、耐水素誘起割れ性に優れた厚肉鋼材及びその製造方法に関するものであり、より詳細には、４０ｍｍ以上の厚さと４５０ＭＰａ級の引張強度を有する焼ならし熱処理厚肉鋼材及びその製造方法に関するものである。
ＡＰＩ（Ａｍｅｒｉｃａｎ Ｐｅｔｒｏｌｅｕｍ Ｉｎｓｔｉｔｕｔｅ）規格の水素誘起割れ保証厚板鋼材は、パイプラインやプロセスパイプなどに用いられており、使用環境に応じて鋼材の要求物性及び製造プロセスが決定される。ユーザーが高温環境で用いる場合には、鋼材の製造工程も焼ならしや焼入れ／焼戻しなどの熱処理工程が必要となり、さらに鋼管の製造工程に焼ならし工程があると、熱処理鋼材のうち焼ならし鋼材が必要となる。
しかし、焼ならし鋼材は、一般に空冷材の特性上、強度が低く、強度を上げるためにＣ、Ｍｎなどの合金元素の含有量を増加すると、耐水素誘起割れ性が急激に低下するという問題が発生する。その理由は、Ｃ、Ｍｎなどの添加によって鋼材中のパーライトが増加し、パーライト分率が一定の割合を超えると、耐水素誘起割れ性が急激に低下するためである。また、焼ならし鋼材の特性上、鋼管の造管後には水素誘起割れに対する抵抗性が低下することから、最近では耐水素誘起割れ性の要求が厳しくなっている。
耐水素誘起割れ性の優れた焼ならし鋼材を製造するために、現在まで以下のような技術が提案されている。
韓国特許公開第２００４−００２１１１７号公報は、発電所のボイラー、圧力容器などの材料に用いられ、靭性に優れた引張強度６００ＭＰａ級の圧力容器用鋼材を提案している。この公報で提案された圧力容器用鋼材は、重量％で、Ｃ：０．０８〜０．１６％、Ｓｉ：０．１〜０．４％、Ｍｎ：０．８〜１．８％、Ｍｏ：０．２〜０．８％、Ｎｉ：０．３〜０．８％、Ｂ：０．０００５〜０．００３％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ａｌ：０．０１〜０．０８％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎ：０．０１０％以下、残りがＦｅとその他の不可避不純物でなる組成の鋼材をＡｃ３〜９３０℃の温度範囲で熱処理した後、板厚中心部で０．５〜５℃／秒の冷却速度で室温まで強制冷却する工程を行って製造され、靭性に優れた引張強度６００ＭＰａ級の圧力容器用鋼材としている。
しかし、上記韓国特許公開第２００４−００２１１１７号公報に記載された成分及び製造条件には、Ｃ含有量が高くて耐水素誘起割れ性に優れた焼ならし鋼材を製造できないだけでなく、焼ならし鋼材の強度向上に効果がないＭｏを積極的に活用しているという欠点がある。さらに、Ｃｕを用いていないにもかかわらず、高温脆性（Ｈｏｔ Ｓｈｏｒｔｎｅｓｓ）を防止するために添加されるＮｉを多量に用いているという欠点がある。また、低強度鋼材において耐水素誘起割れ性に大きな影響を及ぼす介在物の分布に対する考慮がなされていないという問題がある。
韓国特許第０８３３０７０号公報では、５００ＭＰａ級の引張強度を満たすとともに、耐水素誘起割れ性に優れた圧力容器用厚鋼板を提案している。この公報に提案された圧力容器用鋼及び製造方法は、重量％で、Ｃ：０．１〜０．３０％、Ｓｉ：０．１５〜０．４０％、Ｍｎ：０．６〜１．２％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．００１〜０．０５％、Ｃｒ：０．３５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｕ：０．５％以下、Ｍｏ：０．２％以下、Ｖ：０．０５％以下、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．００５、残りがＦｅと不可避不純物からなり、成分の制約として、（１）Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＜１．５％、（２）Ｃｒ＋Ｍｏ＜０．４％（３）Ｖ＋Ｎｂ＜０．１％（４）Ｃａ／Ｓ＞１．０の式を満たす組成の鋼板を１０５０〜１２５０℃の温度で再加熱する再加熱段階と、未再結晶域温度以上で熱間圧延する再結晶制御圧延段階と、８５０〜９５０℃の温度で１．３×ｔ＋（１０〜３０分）（但し、ｔは鋼材の厚さ（ｍｍ）を意味する）の条件で熱処理する焼ならし段階と、を行うことを特徴としている。
しかし、上記韓国特許第０８３３０７０号公報では、韓国特許公開第２００４−００２１１１７号公報と同様に、焼ならし鋼材の強度向上に効果が少ないＣｒ、Ｍｏ、Ｖを活用しており、Ｃ含有量も０．１重量％以上と、耐水素誘起割れ性の確保にも問題があると判断される。
本発明は、上記従来技術の問題点を解決するためのものであり、本発明によると、鋼成分と微細組織及び圧延、冷却、熱処理方法を最適化することにより、４０ｍｍ以上の厚さと４５０ＭＰａ級の引張強度を有する耐水素誘起割れ性に優れた焼ならし熱処理厚肉鋼材を提供することができる。また、従来の技術とは異なり、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖなどの高価な析出型元素を含まず、通常の焼ならし熱処理方法よりも高い温度で熱処理を行うことにより、耐水素誘起割れ性に優れた引張強度４５０ＭＰａ級の焼ならし熱処理厚肉鋼材を提供することができる。
本発明の課題は、上述の内容に限定されない。本発明が属する技術分野における通常の知識を有する者であれば、本発明の内容全体から本発明の付加的な課題を理解するのに何ら困難がないであろう。
上記本発明の課題を解決するために、本発明の一側面は、重量％で、Ｃ：０．０３〜０．０６％、Ｓｉ：０．２〜０．４％、Ｍｎ：１．０〜１．６％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ａｌ：０．０６％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｃｕ：０．０５〜０．４％、Ｎｉ：０．０５〜０．５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３％、残部がＦｅと不可避不純物からなる組成で、厚さが４０ｍｍ以上、引張強度が４５０Ｍｐａ以上である耐水素誘起割れ性に優れた厚肉鋼材に関するものである。
上記厚肉鋼材は、さらに、Ｎｂ：０．００５％〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５％〜０．０３％を選択的に含むことができる。
上記厚肉鋼材は、微細組織としてフェライトとパーライトの複合組織を有し、パーライトの面積分率が１０％未満であることができる。
上記厚肉鋼材は、Ａｌ−Ｃａ系介在物を含み、圧延方向を基準として、直径が２μｍ以上であるＡｌ−Ｃａ系介在物間の最小距離が１００μｍ以上であることができる。
本発明の他の一側面は、重量％で、Ｃ：０．０３〜０．０６％、Ｓｉ：０．２〜０．４％、Ｍｎ：１．０〜１．６％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ａｌ：０．０６％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｃｕ：０．０５〜０．４％、Ｎｉ：０．０５〜０．５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３％、残部がＦｅと不可避不純物である組成のスラブを準備する段階と、
上記スラブを１１００〜１３００℃の温度で加熱する段階と、
上記加熱されたスラブを、９００℃以上の仕上げ圧延温度で総圧下厚さが２００ｍｍ未満となるように熱間圧延する段階と、
上記熱間圧延された鋼板を１０００〜１１００℃の温度で焼ならし熱処理する段階と、を行う耐水素誘起割れ性に優れた厚肉鋼材の製造方法に関するものである。
本発明によると、鋼成分と微細組織、圧延方法を最適化することにより、耐水素誘起割れ性に優れ、且つ４５０ＭＰａ以上の引張強度と４０ｍｍ以上の厚さを有する鋼材を低い製造コストで製造することができるという効果がある。
発明例１と同一の成分を有する比較例５〜１０の焼ならし温度による引張強度の分布を示す図である。 比較例７（低温圧延材）の水素誘起割れ破面でのＡｌ−Ｃａ系介在物を示す写真である。
以下、本発明を詳細に説明する。
本発明者らは、研究と実験を重ねた結果、従来の焼ならし鋼材において一般に用いられていたＣｒ、Ｍｏ、Ｖなどが強度向上には効果がないことを見出し、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕなどの固溶強化型合金元素が焼ならし鋼材の強度向上に大きな影響を及ぼすことを見出した。さらに、耐水素誘起割れ性の低下に最も大きな影響を及ぼす元素はＣ、Ｍｎであるという点に着目して、Ｃ、Ｍｎ含有量を制限するとともにＳｉ、Ｃｕを活用することにより、４０ｍｍ以上の厚さを有する厚物材においても強度の確保が可能であることを確認した。また、Ｓｉ、Ｃｕの追加効果は、フェライト基地相を強化させることにより、低強度鋼材において水素誘起割れに脆弱な軟質基地組織を改善させることができることであることを見出した。
一方、本発明者らは、低強度鋼材で発生する水素誘起割れが、鋼中に存在する介在物の分布と密接な関係があることを見出し、介在物分布を制限する方法を構想した。
一般に、焼ならし鋼材は、製造コストを考慮して高温一般圧延を適用しているが、鋼材の厚さが薄くなるにつれて仕上げ圧延温度が低くなる特性を有する。また、鋼材の厚さが薄くなったりスラブの厚さが厚くなるほど、製品の厚さを確保するための総圧下厚さが増加する特徴を有する。そこで、本発明では、仕上げ圧延温度が低くなったり、総圧下厚さが増加するほど焼ならし鋼材の耐水素誘起割れ性が低下する現象を見出し、仕上げ圧延温度を一定レベル以上に制限し、スラブ再加熱前のスラブ厚さを最適化して総圧下厚さを制限することを提案した。
また、焼ならし鋼材の場合、成分が同じであっても、鋼板の厚さが増加するにつれて冷却速度が低下するため、厚さの増加によって引張強度の確保が容易ではない。焼ならし鋼材の強度確保のためには、一般にＣ、Ｍｎなどの含有量を追加したり、焼ならし温度を低くしてオーステナイト結晶粒を微細化する方法が用いられるが、含有量を追加すると、耐水素誘起割れ性が低下するという欠点があり、焼ならし温度を低下させるだけでは十分な強度上昇を期待することができない。そこで、本発明では、焼ならし温度を上昇させると、オーステナイト結晶粒が粗大化するという点に着目し、結晶粒粗大化による焼入れ性増加の効果を最大化するために、一般レベル以上の焼ならし温度を提案した。
以下、４０ｍｍ以上の厚さと４５０ＭＰａ級の引張強度を有する耐水素誘起割れ性に優れた焼ならし熱処理鋼板の成分系についてより詳細に説明する。
Ｃ：０．０３〜０．０６重量％；
Ｃは、他の成分と共に製造方法と密接に関係している。鋼成分の中でもＣは、鋼材の特性に最も大きな影響を及ぼす。Ｃ含有量が０．０３重量％未満であると、強度を確保し難く、溶接熱影響部が必要以上に軟化する。一方、Ｃ含有量が０．０６重量％を超えると、鋼板の耐水素誘起割れ性と溶接性を低下させる。そこで、本発明では、Ｃ含有量の範囲を０．０３〜０．０６重量％に限定する。
Ｓｉ：０．２〜０．４重量％；
Ｓｉは、製鋼工程において脱酸剤としての作用を行うだけでなく、鋼材の強度を上昇させる役割を果たす。Ｓｉ含有量が０．２重量％未満であると、強度を確保し難く、０．４重量％を超えると、溶接性を阻害するとともに圧延時にスケール剥離性を引き起こす。そこで、その含有量を０．２〜０．４重量％に制限することが好ましい。
Ｍｎ：１．０〜１．６重量％；
Ｍｎは、一定レベルまで添加すると、フェライト変態温度を下げて衝撃靭性を阻害せずに鋼の強度を向上させる。したがって、Ｍｎを１．０重量％以上添加することが好ましい。しかし、１．６重量％を超えて添加すると、中心偏析が発生して耐水素誘起割れ性が急激に低下するという問題がある。そこで、その含有量を１．０〜１．６重量％に制限することが好ましい。
Ｐ：０．０３重量％以下；
Ｐは、不純物元素であり、その含有量が０．０３重量％を超えると、溶接性が著しく低下するだけでなく、衝撃靭性が低下する。そこで、その含有量を０．０３重量％以下に制限することが好ましい。特に、低温衝撃靭性の側面で、その含有量を０．０１重量％以下にするのがより好ましい。
Ｓ：０．００３重量％以下；
Ｓも不純物元素であり、その含有量が０．００３重量％を超えると、鋼の延性、衝撃靭性及び溶接性を劣化させるという問題がある。したがって、その含有量を０．０３重量％以下に制限することが好ましい。特に、ＳはＭｎと結合してＭｎＳ介在物を形成して鋼の低温衝撃靭性を低下させるので、その含有量を０．００２重量％以下にするのがより好ましい。
Ａｌ：０．０６重量％以下；
通常、Ａｌは溶鋼中に存在する酸素と反応して酸素を除去する脱酸剤としての役割を果たす。したがって、Ａｌは鋼材中に十分な脱酸力が得られる程度に添加されるのが一般的である。しかし、０．０６重量％を超えて添加すると、酸化物系介在物が多量に形成されて材料の衝撃靭性を阻害するので、その含有量を０．０６重量％以下に制限する。
Ｎ：０．０１重量％以下；
Ｎは、鋼中から工業的に完全に除去することは困難であるため、製造工程で許容可能な範囲である０．０１重量％を上限とする。Ｎは、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖなどと窒化物を形成してオーステナイト結晶粒の成長を妨げ、靭性向上及び強度向上に寄与するが、その含有量が０．０１％を超えると、固溶状態のＮが存在し、これら固溶状態のＮは、低温靭性に悪影響を及ぼす。そこで、この範囲を０．０１％以下に制限することが好ましい。
Ｃｕ：０．０５〜０．４％；
Ｃｕは、固溶強化によってフェライトの強度を向上させる元素であり、０．０５％以上添加しなければならない。しかし、Ｃｕは、熱間圧延時の表面に割れを引き起こして表面品質を阻害する元素であるので、その上限を０．４％に制限することが好ましい。
Ｎｉ：０．０５〜０．５％；
Ｎｉは、鋼の靭性を向上させる元素であり、Ｃｕ添加鋼の熱間圧延時に発生する表面割れを低減させるために、０．０５％以上添加することが好ましい。また、Ｎｉを０．５％以上添加すると、鋼材のコストが上昇するので、その上限は０．５％とする。
Ｃａ：０．０００５〜０．００３％；
Ｃａは、ＭｎＳ介在物を球状化する役割を果たす。ＭｎＳは中心部に生じる溶融点の低い介在物であり、圧延時に延伸して鋼材の中心部に延伸介在物として存在する。また、ＭｎＳの量が多くて部分的に密集すると、厚さ方向に延伸する際に延びを減少させる役割を果たす。添加されたＣａは、ＭｎＳと反応してＭｎＳの周囲を囲むため、ＭｎＳの延伸を妨げる。このようなＣａの球状化作用効果を奏するためには、０．０００５％以上添加しなければならない。Ｃａは揮発性が大きくて収率が低い元素であるため、工程で発生する負荷を考慮して、その上限を０．００３％以下に制限することが好ましい。
本発明の鋼板は、上述の組成に加え、さらにＮｂ及びＴｉを選択的に含むことができる。
Ｎｂ：０．００５〜０．０５％；
Ｎｂは、スラブ再加熱時に固溶し、熱間圧延中にオーステナイト結晶粒の成長を抑制し、その後に析出して鋼の強度を向上させる役割を果たす。そこで、Ｎｂを０．００５％以上添加することが好ましい。しかし、Ｎｂが０．０５％を超えて過剰に添加すると、中心部にＴｉと共に晶出して水素誘起割れを引き起こすので、本発明では、Ｎｂの上限を０．０５％に制限する。
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％；
Ｔｉは、スラブ再加熱時にＮと結合してＴｉＮの形態でオーステナイト結晶粒の成長を抑制する効果がある元素である。しかし、Ｔｉが０．０３％を超えて添加すると、熱処理材の低温衝撃靭性が低下するので、本発明では、Ｔｉの上限を０．０３％に制限する。低温靭性の側面で、Ｔｉを０．０１％以下添加することがより好ましい。
その他にも、本発明の鋼板は、Ｆｅと不可避不純物を含み、上述の組成成分以外に他の成分の添加を排除しない。つまり、本発明の鋼板は、上述の鋼組成成分以外に他の成分をさらに含むこともできる。
一方、上述の組成を有する鋼材は、元素の含有量及び圧延、冷却条件及び熱処理条件によって異なる微細組織が形成され、組成が同じであっても微細組織によって強度及び耐水素誘起割れ性に影響を及ぼすことがある。以下、本発明の４０ｍｍ以上の厚さと４５０ＭＰａ以上級の引張強度を有する耐水素誘起割れ性に優れた焼ならし型鋼材の微細組織について説明する。
基地組織：フェライトとパーライトの複合組織；
本発明の耐水素誘起割れ性に優れた厚板焼ならし鋼板は、４０ｍｍ以上の厚さを有する鋼板であり、厚さに関係なく引張強度が４５０Ｍｐａ以上級である高強度を維持するとともに耐水素誘起割れ性に優れた鋼板である。焼ならし鋼は、一般に成分の過剰な添加がなければ、基地組織としてフェライトとパーライトの二相を有するが、基地組織内のパーライト分率が１０面積％以上であると、水素誘起割れに対する抵抗性が低下するため、本発明では、パーライト分率を１０％未満に制限する。
直径が２μｍ以上であるＡｌ−Ｃａ系介在物間の最小距離：１００μｍ以上；
Ａｌ−Ｃａ系介在物は、低強度鋼の耐水素誘起割れ性を損なう因子であり、圧延方向に直径が２μｍ以上であるＡｌ−Ｃａ系介在物間の最小距離が１００μｍ未満であると、耐水素誘起割れ性を劣化させる。したがって、本発明では、直径が２μｍ以上であるＡｌ−Ｃａ系介在物間の最小距離の下限を１００μｍに制限することが好ましい。
次に、本発明において４０ｍｍ以上の厚さと４５０ＭＰａ級の引張強度を有する耐水素誘起割れ性に優れた焼ならし熱処理鋼板の製造方法を説明する。
まず、本発明では、上述の組成成分を有する鋼スラブを準備した後、これを１１００〜１３００℃の温度範囲で加熱する。
この再加熱工程は、鋼スラブを熱間圧延するために高温で加熱する工程である。再加熱温度が本発明で制限する上限値である１３００℃を超えると、オーステナイト結晶粒が粗大化しすぎて鋼の強度が低下し、表面スケール不良が発生することがある。一方、再加熱温度が１１００℃未満であると、合金元素の再固溶率が低下することがある。それを考慮して、本発明では、再加熱温度を１１００〜１３００℃の範囲に制限することが好ましく、強度と靭性の側面で、１１００〜１１８０℃に制限することがより好ましい。
次に、本発明では、上記加熱されたスラブを、９００℃以上の仕上げ熱間圧延温度で総圧下厚さが２００ｍｍ未満となるように熱間圧延する。
仕上げ圧延温度が低ければ低いほど結晶粒が微細化して鋼材の低温靭性が向上するという効果がある。しかし、仕上げ圧延温度が９００℃未満であると、大型Ａｌ−Ｃａ系介在物が圧延方向に分割され、直径が２μｍ以上であるＡｌ−Ｃａ系介在物間の最小距離が１００μｍ未満となり、鋼の耐水素誘起割れ性が急激に低下する。そこで、本発明では、仕上げ圧延温度を９００℃以上に制限する。
一方、ＴＭＣＰ材は、上記スラブの総圧下厚さが増加するにつれて結晶粒が微細化して低温靭性が向上するという効果がある。しかし、スラブの総圧下厚さが２００ｍｍ以上であると、圧延中に焼ならし鋼材のＡｌ−Ｃａ系介在物が圧延方向に容易に分割され、直径が２μｍ以上であるＡｌ−Ｃａ系介在物間の最小距離が１００μｍ未満となり、鋼の耐水素誘起割れ性が急激に低下する。したがって、本発明では、スラブの総圧下厚さが２００ｍｍ以下となるように熱間圧延することが好ましい。
次いで、本発明では、上記熱間圧延された鋼板を冷却する。このときの冷却は、空冷方式が好ましい。本発明で提供する鋼材は、圧延後に熱処理を経るため、冷却工程が重要な工程変数ではないが、高温からの水冷時には鋼板の形状変形及び生産性低下の原因となるので、冷却方式として空冷を用いることが好ましい。
そして、本発明では、上記熱間圧延された鋼板を１０００〜１１００℃の温度範囲で焼ならし処理する。
焼ならし温度は、熱間圧延後に冷却された鋼板を一定温度以上のオーステナイト領域に再加熱する温度を意味し、加熱後に空冷を行う。通常、焼ならし温度はＡｒ３温度直上で行うが、本発明で提案する焼ならし温度範囲は、オーステナイト結晶粒成長による結晶粒粗大化を目標としているので、通常の焼ならし温度を外れる。
本発明における焼ならし温度が１０００℃未満であると、オーステナイト結晶粒が十分に粗大化しないため、空冷時に十分な焼入れ性を確保することができず、また、空冷時に形成されたフェライト及びパーライトがオーステナイト相に完全に変態しないことがある。一方、焼ならし温度が１１００℃を超えると、オーステナイト結晶粒が粗大化しすぎて低温靭性を劣化させる作用を行うとともに、鋼表面に高温スケールを生じさせることがある。それを考慮して、本発明では、焼ならし再加熱温度の範囲を１０００〜１１００℃に制限することが好ましい。
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、下記実施例は、本発明を例示して具体化するためのものであり、本発明の権利範囲を制限するためのものではないという点に留意する必要がある。本発明の権利範囲は、特許請求の範囲に記載された事項と、それから合理的に類推される事項によって決定されるものである。
表１の組成を有する鋼スラブを再加熱、熱間圧延及び焼ならし加熱して鋼板を製造した。表２及び表３における発明例は、本発明の鋼組成及び製造条件に符合したものであり、比較例は、本発明の鋼組成及び製造条件のいずれか一つ以上を外れたものである。
表１の鋼種を用いて、表２の製造工程の条件に従って鋼板を製造した。具体的には、表１の組成を有する鋼スラブを、表２の加熱温度で加熱し、表２の仕上げ圧延温度及び総圧下厚さに圧延した後に空冷し、表２の再加熱温度で再加熱した後に空冷した。
上記のように製造した鋼板に対して、パーライト面積分率、Ａｌ−Ｃａ系介在物間の距離、引張強度、及び水素誘起割れ感受性（ＣＬＲ：Ｃｒａｃｋ Ｌｅｎｇｔｈ Ｒａｔｉｏ）を測定し、その結果を表３に示した。
上記パーライト面積分率及びＡｌ−Ｃａ系介在物間の距離は、鋼板の微細組織を観察して示し、水素誘起割れ感受性（ＣＬＲ）は、ＮＡＣＥ（米国Ｎａｔｉｏｎａｌ Ａｓｓｏｃｉａｔｉｏｎ ｏｆ Ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｓ）で規定した方法に準拠して試験を行った後、試験片全長に対して発生した水素誘起割れの長さの百分率を求めて記載した。
表１に記載された値は重量％を意味する。比較例１〜４は、鋼組成成分及び製造工程の条件が本発明の範囲を外れた場合の例であり、比較例５〜１０は、鋼組成成分は本発明の範囲を満たすが、製造工程の条件が本発明の範囲を外れた場合の例である。
表１〜表３を参照すると、発明例１〜２は、本発明の鋼組成成分及び製造工程の条件を満たした場合であり、引張強度が４５０ＭＰａ以上であり、水素誘起割れ感受性（ＣＬＲ）が１％以下であって、耐水素誘起割れ性に優れていることが分かる。
一方、本発明の成分系、成分範囲及び工程条件のいずれか一つ以上を満たしてない比較例１〜１０は、引張強度が４５０ＭＰａ未満であるか、または水素誘起割れ感受性（ＣＬＲ）が１％を超え、耐水素誘起割れ性が不十分であった。
これにより、本発明の組成及び製造工程に従って鋼板を製造することにより、４０ｍｍ以上の厚さと４５０ＭＰａ級の引張強度を有する耐水素誘起割れ性に優れた厚鋼材が得られることが分かる。

Claims (8)

  1. 重量％で、Ｃ：０．０３〜０．０６％、Ｓｉ：０．２〜０．４％、Ｍｎ：１．０〜１．６％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ａｌ：０．０６％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｃｕ：０．０５〜０．４％、Ｎｉ：０．０５〜０．５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３％、残部がＦｅと不可避不純物の組成で、厚さが４０ｍｍ以上であり、引張強度が４５０Ｍｐａ以上であることを特徴とする耐水素誘起割れ性に優れた厚肉鋼材。
  2. 前記組成は、さらに、Ｎｂ：０．００５％〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５％〜０．０３％を選択的に含むことを特徴とする請求項１に記載の耐水素誘起割れ性に優れた厚肉鋼材。
  3. 前記厚肉鋼材は、微細組織としてフェライトとパーライトの複合組織を有し、パーライトの面積分率が１０％未満であることを特徴とする請求項１に記載の耐水素誘起割れ性に優れた厚肉鋼材。
  4. 前記厚肉鋼材は、Ａｌ−Ｃａ系介在物を含み、圧延方向を基準として、直径が２μｍ以上であるＡｌ−Ｃａ系介在物間の最小距離が１００μｍ以上であることを特徴とする請求項１に記載の耐水素誘起割れ性に優れた厚肉鋼材。
  5. 前記厚肉鋼材の水素誘起割れ感受性（ＣＬＲ）が、１％以下であることを特徴とする請求項１に記載の耐水素誘起割れ性に優れた厚肉鋼材。
  6. 重量％で、Ｃ：０．０３〜０．０６％、Ｓｉ：０．２〜０．４％、Ｍｎ：１．０〜１．６％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ａｌ：０．０６％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｃｕ：０．０５〜０．４％、Ｎｉ：０．０５〜０．５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３％、残部がＦｅと不可避不純物の組成を有するスラブを準備する段階と、
    前記スラブを１１００〜１３００℃の温度で加熱する段階と、
    前記加熱されたスラブを、９００℃以上の仕上げ圧延温度で総圧下厚さが２００ｍｍ未満となるように熱間圧延する段階と、
    前記熱間圧延された鋼板を１０００〜１１００℃の温度で焼ならし熱処理する段階と、
    を行うことを特徴とする耐水素誘起割れ性に優れた厚肉鋼材の製造方法。
  7. 前記厚肉鋼材は、微細組織としてフェライトとパーライトの複合組織を有し、パーライトの面積分率が１０％未満であることを特徴とする請求項６に記載の耐水素誘起割れ性に優れた厚肉鋼材の製造方法。
  8. 前記厚肉鋼材は、Ａｌ−Ｃａ系介在物を含み、圧延方向を基準として、直径が２μｍ以上であるＡｌ−Ｃａ系介在物間の最小距離が１００μｍ以上であることを特徴とする請求項６に記載の耐水素誘起割れ性に優れた厚肉鋼材の製造方法。
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