JP2020509206A - 低温衝撃靭性及びｃｔｏｄ特性に優れた厚鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
本発明の一側面は、重量％で、Ｃ：０．０２〜０．０６％、Ｓｉ：０．００５〜０．０８％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ａｌ：０．００１〜０．０１％、Ｎｉ：０．５〜２．０％、Ｔｉ：０．００１〜０．０２％、Ｎｂ：０．００５〜０．０３％、Ｃｕ：０．０５〜０．４％、Ｎ：０．００２〜０．００６％、残部がＦｅと不可避不純物で、かつ下記式１及び式２を満たす組成であり、微細組織が、フェライトを９５面積％以上と、ＭＡとセメンタイトを合計して２面積％以下で含んでいる低温衝撃靭性及びＣＴＯＤ特性に優れた厚鋼板に関する。【数１】【選択図】図２
Description
本発明は、海洋構造用鋼材に好適に適用することができる低温衝撃靭性及びＣＴＯＤ特性に優れた厚鋼板及びその製造方法に関する。
北極は、将来のエネルギー源の宝庫と考えられており、北極圏周辺国を中心に石油及びガス資源開発が徐々に進められている。また、陸上、近海、及び深海地域のエネルギー資源の枯渇に伴い、北極の資源開発は加速化すると考えられている。
かかる北極地方の資源開発のための採掘や試錐、保存などの海洋構造設備に適用される鋼材は、−６０℃以下の低温でも靭性が確保される必要があり、疲労破壊特性を示すＣＴＯＤ値も−６０℃が確保される必要がある。また、設備の大型化及び統合化に伴い、鋼材は高強度化及び極厚化しつつある。
脆性破壊に対する抵抗性は、大きく脆性亀裂発生に対する抵抗性と脆性亀裂伝播に対する抵抗性とに分けられる。脆性亀裂発生とは、構造物内の欠陥部から始まった疲労亀裂が一定の大きさに成長した後、外部から高い応力が加わった際に、成長した疲労亀裂から脆性亀裂が生じることを意味する。このとき、脆性亀裂が生じないようにする材料の抵抗特性を脆性亀裂発生に対する抵抗性と呼び、主にＢＳ ７４４８やＡＳＴＭ １２９０規格に明示されているＣＴＯＤ（亀裂先端開口変位：Ｃｒａｃｋ Ｔｉｐ Ｏｐｅｎｉｎｇ Ｄｉｓｐｌａｃｅｍｅｎｔ）試験法を用いて抵抗性を評価している。すなわち、ＣＴＯＤ特性に優れるとは、脆性亀裂発生に対する抵抗性に優れていることを意味する。
そこで、低温衝撃靭性及びＣＴＯＤ特性を確保するための多くの研究及び開発が行われてきた。例えば、特許文献１には、拡幅圧延のように圧下率の低い圧延工程が含まれる鋼板圧延過程において最終３パス圧下率を一定の水準に維持させることで鋼板のＣＴＯＤ特性に優れるように維持することができる製造方法について開示されている。
しかし、特許文献１の場合には、十分な低温靭性及びＣＴＯＤ特性を確保することが難しいという問題がある。
また、使用環境が徐々に厳しくなるにつれて、−８０℃程度の極低温でも優れた衝撃靭性が確保できる技術の開発が求められており、ＣＴＯＤ特性及び強度にも優れた厚鋼板及びその製造方法に対する開発が求められているのが実情である。
本発明の目的は、海洋構造用鋼材に好適に適用することができる低温衝撃靭性及びＣＴＯＤ特性に優れた厚鋼板及びその製造方法を提供することにある。
一方、本発明の課題は上述の内容に限定されない。本発明の課題は、本明細書の内容全般から理解できるものであり、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、本発明の付加的な課題を理解するのに何ら困難はない。
本発明の一側面は、重量％で、Ｃ：０．０２〜０．０６％、Ｓｉ：０．００５〜０．０８％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ａｌ：０．００１〜０．０１％、Ｎｉ：０．５〜２．０％、Ｔｉ：０．００１〜０．０２％、Ｎｂ：０．００５〜０．０３％、Ｃｕ：０．０５〜０．４％、Ｎ：０．００２〜０．００６％、残部がＦｅと不可避不純物で、かつ下記式１及び式２を満たす組成であり、微細組織が、フェライトを９５面積％以上と、ＭＡとセメンタイトを合計して２面積％以下で含んでいる低温衝撃靭性及びＣＴＯＤ特性に優れた厚鋼板に関する。
また、本発明の他の一側面は、重量％で、Ｃ：０．０２〜０．０６％、Ｓｉ：０．００５〜０．０８％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ａｌ：０．００１〜０．０１％、Ｎｉ：０．５〜２．０％、Ｔｉ：０．００１〜０．０２％、Ｎｂ：０．００５〜０．０３％、Ｃｕ：０．０５〜０．４％、Ｎ：０．００２〜０．００６％、残部がＦｅと不可避不純物で、かつ下記式１及び式２を満たす組成のスラブを１０２０〜１１５０℃に加熱する段階と、上記加熱されたスラブを９００℃以上で再結晶域圧延する段階と、上記再結晶域圧延後に、仕上げ圧延温度がＡｒ３〜８５０℃になるように未再結晶域圧延して厚鋼板を得る段階と、上記厚鋼板を２〜１５℃／ｓｅｃの冷却速度で２５０℃以下に冷却する段階と、上記冷却された厚鋼板を５００〜６５０℃に加熱して焼戻しする段階と、を行う低温衝撃靭性及びＣＴＯＤ特性に優れた厚鋼板の製造方法に関する。
なお、上記した課題の解決手段は、本発明の特徴をすべて列挙したものではない。本発明の様々且つ有意義な長所及び効果は、本発明の具体的な実施形態を説明する過程でより詳細に理解されることができる。
本発明によると、厚さ５０ｍｍ以上の厚鋼板に対して、優れた降伏強度が得られるだけでなく、−８０℃程度の極低温でも優れた衝撃靭性を有し、−６０℃における衝撃靭性及びＣＴＯＤ特性にも優れた厚鋼板及びその製造方法を提供することができるという効果がある。
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、いくつかの他の形態に変形することができ、本発明の範囲は以下に説明する実施形態に限定されるものではない。また、本発明の実施形態は、当該技術分野において平均的な知識を有する者にとって本発明をよりよく説明するために提供するものである。
低温靭性及びＣＴＯＤ特性に優れた厚鋼板：
以下、本発明の一側面による低温靭性及びＣＴＯＤ特性に優れた厚鋼板について詳細に説明する。
以下、本発明の一側面による低温靭性及びＣＴＯＤ特性に優れた厚鋼板について詳細に説明する。
本発明の一側面による低温靭性及びＣＴＯＤ特性に優れた厚鋼板は、重量％で、Ｃ：０．０２〜０．０６％、Ｓｉ：０．００５〜０．０８％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ａｌ：０．００１〜０．０１％、Ｎｉ：０．５〜２．０％、Ｔｉ：０．００１〜０．０２％、Ｎｂ：０．００５〜０．０３％、Ｃｕ：０．０５〜０．４％、Ｎ：０．００２〜０．００６％、残部がＦｅと不可避不純物で、かつ下記式１及び式２を満たす組成であり、微細組織が、フェライトを９５面積％以上と、ＭＡとセメンタイトを合計して２面積％以下で含んでいる。
まず、本発明の合金組成について詳細に説明する。以下、各元素の含有量の単位は、特に記載しない限り重量％を意味する。
Ｃ：０．０２〜０．０６％
Ｃは、固溶強化に有用な元素であり、Ｎｂなどと炭化物を形成して強度を向上させる役割を果たす元素である。
Ｃの含有量が０．０２％未満では上述した効果が不十分であり、０．０６％を超えるとＭＡの形成を助長するだけでなく、パーライトが生成して、低温における衝撃及び疲労特性を損なう可能性がある。したがって、Ｃの含有量は、０．０２〜０．０６％であることが好ましい。
また、Ｃの含有量のより好ましい下限は０．０２５％、さらに好ましい下限は０．０３％である。また、Ｃの含有量のより好ましい上限は０．０５５％、さらに好ましい上限は０．０５％である。
Ｃは、固溶強化に有用な元素であり、Ｎｂなどと炭化物を形成して強度を向上させる役割を果たす元素である。
Ｃの含有量が０．０２％未満では上述した効果が不十分であり、０．０６％を超えるとＭＡの形成を助長するだけでなく、パーライトが生成して、低温における衝撃及び疲労特性を損なう可能性がある。したがって、Ｃの含有量は、０．０２〜０．０６％であることが好ましい。
また、Ｃの含有量のより好ましい下限は０．０２５％、さらに好ましい下限は０．０３％である。また、Ｃの含有量のより好ましい上限は０．０５５％、さらに好ましい上限は０．０５％である。
Ｓｉ：０．００５〜０．０８％
Ｓｉは、Ａｌを補助して溶鋼を脱酸する役割を果たし、降伏強度及び引張強度の向上に役立つ元素であるが、低温における衝撃及び疲労特性に悪影響を及ぼす元素でもある。
Ｓｉの含有量が０．０８％を超えると、Ｃの拡散を妨害してＭＡの形成を助長することにより、低温における衝撃及び疲労特性に悪影響を及ぼす。これに対し、Ｓｉの含有量を０．００５％未満に制御するには、製鋼工程における処理時間が大幅に増え、生産性を低下させる可能性がある。したがって、Ｓｉの含有量は０．００５〜０．０８％であることが好ましい。
また、Ｓｉの含有量のより好ましい下限は０．０１％であり、より好ましい上限は０．０７％、さらに好ましい上限は０．０５５％である。
Ｓｉは、Ａｌを補助して溶鋼を脱酸する役割を果たし、降伏強度及び引張強度の向上に役立つ元素であるが、低温における衝撃及び疲労特性に悪影響を及ぼす元素でもある。
Ｓｉの含有量が０．０８％を超えると、Ｃの拡散を妨害してＭＡの形成を助長することにより、低温における衝撃及び疲労特性に悪影響を及ぼす。これに対し、Ｓｉの含有量を０．００５％未満に制御するには、製鋼工程における処理時間が大幅に増え、生産性を低下させる可能性がある。したがって、Ｓｉの含有量は０．００５〜０．０８％であることが好ましい。
また、Ｓｉの含有量のより好ましい下限は０．０１％であり、より好ましい上限は０．０７％、さらに好ましい上限は０．０５５％である。
Ｍｎ：１．０〜２．０％
Ｍｎは、固溶強化による強度増加の効果が大きいため、１．０％以上添加する。しかし、過度に添加すると、ＭｎＳ介在物の形成、中心部偏析による靭性の低下をもたらす可能性があるため、上限は２．０％であることが好ましい。
Ｍｎは、固溶強化による強度増加の効果が大きいため、１．０％以上添加する。しかし、過度に添加すると、ＭｎＳ介在物の形成、中心部偏析による靭性の低下をもたらす可能性があるため、上限は２．０％であることが好ましい。
Ｐ：０．０１％以下
Ｐは、粒界偏析を起こす元素であって、鋼を脆化する原因になることがある。したがって、Ｐは不純物としてできるだけ低く制御する必要があり、Ｐの含有量を０．０１％以下に制御することが好ましい。但し、Ｐを０％に制御することは、実質的に不可能であることがあり、０％でなくともよい。
Ｐは、粒界偏析を起こす元素であって、鋼を脆化する原因になることがある。したがって、Ｐは不純物としてできるだけ低く制御する必要があり、Ｐの含有量を０．０１％以下に制御することが好ましい。但し、Ｐを０％に制御することは、実質的に不可能であることがあり、０％でなくともよい。
Ｓ：０．００３％以下
Ｓは、主にＭｎと結合してＭｎＳ介在物を形成する。これらは、低温靭性を阻害する要因となる。したがって、Ｓは不純物としてできるだけ低く制御する必要があり、所望の低温靭性及び低温疲労特性を得るためには、Ｓの含有量を０．００３％以下に制御することが好ましい。但し、Ｓを０％に制御することは、実質的に不可能であることがあり、０％でなくともよい。
Ｓは、主にＭｎと結合してＭｎＳ介在物を形成する。これらは、低温靭性を阻害する要因となる。したがって、Ｓは不純物としてできるだけ低く制御する必要があり、所望の低温靭性及び低温疲労特性を得るためには、Ｓの含有量を０．００３％以下に制御することが好ましい。但し、Ｓを０％に制御することは、実質的に不可能であることがあり、０％でなくともよい。
Ａｌ：０．００１〜０．０１％
本発明において、Ａｌは、鋼の主要な脱酸剤として０．００１％以上添加する必要がある。しかし、Ａｌの含有量が０．０１％を超えると、Ａｌ２Ｏ３介在物の分率、大きさが増して低温靭性を低下させる原因となることがある。また、Ｓｉと同様に母材及び溶接熱影響部のＭＡ相の生成を促進して、低温靭性及び低温疲労特性を低下させる可能性がある。したがって、Ａｌの含有量は、０．００１〜０．０１％であることが好ましい。
本発明において、Ａｌは、鋼の主要な脱酸剤として０．００１％以上添加する必要がある。しかし、Ａｌの含有量が０．０１％を超えると、Ａｌ２Ｏ３介在物の分率、大きさが増して低温靭性を低下させる原因となることがある。また、Ｓｉと同様に母材及び溶接熱影響部のＭＡ相の生成を促進して、低温靭性及び低温疲労特性を低下させる可能性がある。したがって、Ａｌの含有量は、０．００１〜０．０１％であることが好ましい。
Ｎｉ：０．５〜２．０％
Ｎｉは、含有量の増加に応じて、強度の向上は大きくないが、強度と靭性をともに向上させることができる元素である。
Ｎｉの含有量が０．５％未満では、上述した効果が不十分であり、２．０％を超えると、硬化能の増加によりＭＡの形成を助長して、衝撃及びＣＴＯＤなどの靭性を阻害するおそれがある。
Ｎｉは、含有量の増加に応じて、強度の向上は大きくないが、強度と靭性をともに向上させることができる元素である。
Ｎｉの含有量が０．５％未満では、上述した効果が不十分であり、２．０％を超えると、硬化能の増加によりＭＡの形成を助長して、衝撃及びＣＴＯＤなどの靭性を阻害するおそれがある。
Ｔｉ：０．００１〜０．０２％
Ｔｉは、酸素または窒素と結合して析出物を形成することにより、組織の粗大化を抑制し、微細化に寄与して靭性を向上させる役割を果たす元素である。
Ｔｉの含有量が０．００１％未満では、上述した効果が不十分であり、０．０２％を超えると、析出物の粗大化によって破壊の原因となることがある。
Ｔｉは、酸素または窒素と結合して析出物を形成することにより、組織の粗大化を抑制し、微細化に寄与して靭性を向上させる役割を果たす元素である。
Ｔｉの含有量が０．００１％未満では、上述した効果が不十分であり、０．０２％を超えると、析出物の粗大化によって破壊の原因となることがある。
Ｎｂ：０．００５〜０．０３％
Ｎｂは、鋼中に固溶されるか、または炭窒化物を析出することにより、圧延または冷却中に再結晶を抑制し、組織を微細化するとともに、強度を増加させる元素である。
Ｎｂの含有量が０．００５％未満では、上述した効果が不十分であり、０．０３％を超えると、Ｃの親和力によってＣ集中が発生し、ＭＡ相の生成を促進し、低温における靭性及び破壊特性を低下させるおそれがある。
Ｎｂは、鋼中に固溶されるか、または炭窒化物を析出することにより、圧延または冷却中に再結晶を抑制し、組織を微細化するとともに、強度を増加させる元素である。
Ｎｂの含有量が０．００５％未満では、上述した効果が不十分であり、０．０３％を超えると、Ｃの親和力によってＣ集中が発生し、ＭＡ相の生成を促進し、低温における靭性及び破壊特性を低下させるおそれがある。
Ｃｕ：０．０５〜０．４％
Ｃｕは、衝撃特性を大幅に低下させない成分であって、固溶及び析出によって強度を向上させる元素である。
Ｃｕの含有量が０．０５％未満では、上述した効果が不十分であり、０．４％を超えると、Ｃｕの熱衝撃によって鋼板表面にクラックを発生させるおそれがある。
Ｃｕは、衝撃特性を大幅に低下させない成分であって、固溶及び析出によって強度を向上させる元素である。
Ｃｕの含有量が０．０５％未満では、上述した効果が不十分であり、０．４％を超えると、Ｃｕの熱衝撃によって鋼板表面にクラックを発生させるおそれがある。
Ｎ：０．００２〜０．００６％
Ｎは、Ｔｉ、Ｎｂ、Ａｌなどとともに析出物を形成して再加熱時にオーステナイト組織を微細にすることで強度及び靭性の向上に役立つ元素であって、０．００２％以上添加することが好ましい。
しかし、Ｎの含有量が０．００６％を超えると、高温で表面クラックを誘発し、析出物を形成して残留するＮは原子状態で存在して靭性を低下させるおそれがある。したがって、Ｎの含有量は０．００２〜０．００６％であることが好ましい。
Ｎは、Ｔｉ、Ｎｂ、Ａｌなどとともに析出物を形成して再加熱時にオーステナイト組織を微細にすることで強度及び靭性の向上に役立つ元素であって、０．００２％以上添加することが好ましい。
しかし、Ｎの含有量が０．００６％を超えると、高温で表面クラックを誘発し、析出物を形成して残留するＮは原子状態で存在して靭性を低下させるおそれがある。したがって、Ｎの含有量は０．００２〜０．００６％であることが好ましい。
本発明の他の成分は鉄（Ｆｅ）である。但し、通常の製造過程では、原料や周囲の環境から意図しない不純物が必然的に混入する可能性があり、これを排除することはできない。これらの不純物は、通常の製造過程における技術者であれば誰でも分かることであり、そのすべての内容を具体的に言及することはしない。
本発明の合金組成は、上述した各元素の含有量を満たすばかりでなく、下記式１及び式２を満たすようにする必要がある。
上記式１及び式２は、強度を低下させることなく、優れた低温衝撃靭性及びＣＴＯＤ特性を確保するためのものであって、ＭＡの抑制効果と強度に及ぼす影響に関する相関関係を考慮して設計した式である。
式２により、ＭＡの抑制のためにＣ、Ｓｉ、及びＡｌの含有量を制御し、これによる強度低下を補うために式１に基づいてＭｎ及びＮｉを添加する必要がある。
式１の値が３．０未満であると、強度向上の効果が不十分であり、４．３を超えると、低温衝撃靭性及びＣＴＯＤ特性を低下させるおそれがある。
式２の値は、脱酸などの製鋼工程のために、０．０５以上であることが好ましい。さらに、式２の値が０．０５未満であると、強度を満足させることが難しくなり、０．２５を超えると、ＭＡ相が大量に形成して、低温衝撃靭性及びＣＴＯＤ特性を低下させるおそれがある。
式２により、ＭＡの抑制のためにＣ、Ｓｉ、及びＡｌの含有量を制御し、これによる強度低下を補うために式１に基づいてＭｎ及びＮｉを添加する必要がある。
式１の値が３．０未満であると、強度向上の効果が不十分であり、４．３を超えると、低温衝撃靭性及びＣＴＯＤ特性を低下させるおそれがある。
式２の値は、脱酸などの製鋼工程のために、０．０５以上であることが好ましい。さらに、式２の値が０．０５未満であると、強度を満足させることが難しくなり、０．２５を超えると、ＭＡ相が大量に形成して、低温衝撃靭性及びＣＴＯＤ特性を低下させるおそれがある。
一方、本発明の合金組成は、上述した元素の他に、さらに、重量％で、Ｍｏ：０．００１〜０．０５％及びＣａ：０．０００２〜０．００５％のうち１種以上を含むことができる。
Ｍｏ：０．００１〜０．０５％
Ｍｏは、硬化能を増加させて強度を高めるのに効果的な役割を果たす元素である。このためには、Ｍｏを０．００１％以上添加することが好ましいが、０．０５％を超えて添加すると、硬化能の増大による靭性低下、及びモリブデンカーバイドの析出物を生成して靭性を低下させるという問題がある。
Ｃａ：０．０００２〜０．００５％
製鋼中の溶鋼にＡｌを脱酸した後にＣａを添加すると、主にＭｎＳとして存在するＳと結合してＭｎＳの生成を抑制するとともに、球状のＣａＳを形成して鋼材の中心部の亀裂クラックを抑制するという効果を奏する。このためには、Ｃａを０．０００２％以上添加することが好ましいが、０．００５％を超えて添加すると、余剰のＣａがＯと結合して粗大な酸化性介在物を生成し、後の圧延過程で延伸、破折して低温における亀裂開始点として作用することになる。
Ｍｏ：０．００１〜０．０５％
Ｍｏは、硬化能を増加させて強度を高めるのに効果的な役割を果たす元素である。このためには、Ｍｏを０．００１％以上添加することが好ましいが、０．０５％を超えて添加すると、硬化能の増大による靭性低下、及びモリブデンカーバイドの析出物を生成して靭性を低下させるという問題がある。
Ｃａ：０．０００２〜０．００５％
製鋼中の溶鋼にＡｌを脱酸した後にＣａを添加すると、主にＭｎＳとして存在するＳと結合してＭｎＳの生成を抑制するとともに、球状のＣａＳを形成して鋼材の中心部の亀裂クラックを抑制するという効果を奏する。このためには、Ｃａを０．０００２％以上添加することが好ましいが、０．００５％を超えて添加すると、余剰のＣａがＯと結合して粗大な酸化性介在物を生成し、後の圧延過程で延伸、破折して低温における亀裂開始点として作用することになる。
以下、本発明による厚鋼板の微細組織について詳細に説明する。
本発明による厚鋼板の微細組織は、フェライトが９５面積％以上で、ＭＡとセメンタイトが合計して２面積％以下でなっている。
フェライトが９５面積％未満であると、−８０℃における衝撃靭性及び−６０℃におけるＣＴＯＤ特性が低下するおそれがある。
低温衝撃靭性及びＣＴＯＤ特性を確保するためには、母材の組織及びＭＡの分率が重要である。ＭＡは圧延及び冷却中にＣが集積されて濃化して高まった硬化能により、高硬度のマルテンサイトへ変態するか、またはオーステナイトとして残るが、これをＭＡ（マルテンサイト−オーステナイト）と呼ぶ。かかるＭＡは、高硬度である特性により、破壊に対して脆弱であり、周辺の軟質フェライトの変形時に応力を集中させて破壊の開始点として作用することになる。
また、セメンタイトは、ＭＡと同様の性質により、母材アシキュラーフェライトよりも高硬度を有する硬質相であって、低温衝撃靭性及びＣＴＯＤ特性を低下させる。
したがって、優れた低温衝撃靭性及びＣＴＯＤ特性を確保するためには、ＭＡとセメンタイトの合計を２面積％以下に制御することが重要である。
このとき、上記フェライトは、円相当直径で測定した平均結晶粒サイズが２０μｍ以下であるのがよい。結晶粒サイズが２０μｍを超えると、フェライト内部の転位が増加して破壊伝播を容易にすることで、低温衝撃靭性及びＣＴＯＤ特性が損なわれる可能性がある。結晶粒サイズは、小さいほど低温衝撃靭性及びＣＴＯＤ特性を満たすに有利であり、その下限は特に限定しない。
本発明による厚鋼板の微細組織は、フェライトが９５面積％以上で、ＭＡとセメンタイトが合計して２面積％以下でなっている。
フェライトが９５面積％未満であると、−８０℃における衝撃靭性及び−６０℃におけるＣＴＯＤ特性が低下するおそれがある。
低温衝撃靭性及びＣＴＯＤ特性を確保するためには、母材の組織及びＭＡの分率が重要である。ＭＡは圧延及び冷却中にＣが集積されて濃化して高まった硬化能により、高硬度のマルテンサイトへ変態するか、またはオーステナイトとして残るが、これをＭＡ（マルテンサイト−オーステナイト）と呼ぶ。かかるＭＡは、高硬度である特性により、破壊に対して脆弱であり、周辺の軟質フェライトの変形時に応力を集中させて破壊の開始点として作用することになる。
また、セメンタイトは、ＭＡと同様の性質により、母材アシキュラーフェライトよりも高硬度を有する硬質相であって、低温衝撃靭性及びＣＴＯＤ特性を低下させる。
したがって、優れた低温衝撃靭性及びＣＴＯＤ特性を確保するためには、ＭＡとセメンタイトの合計を２面積％以下に制御することが重要である。
このとき、上記フェライトは、円相当直径で測定した平均結晶粒サイズが２０μｍ以下であるのがよい。結晶粒サイズが２０μｍを超えると、フェライト内部の転位が増加して破壊伝播を容易にすることで、低温衝撃靭性及びＣＴＯＤ特性が損なわれる可能性がある。結晶粒サイズは、小さいほど低温衝撃靭性及びＣＴＯＤ特性を満たすに有利であり、その下限は特に限定しない。
また、上記フェライトは、ポリゴナルフェライトと針状フェライトで構成されることがあるが、本発明はこの分率を具体的に限定しない。
このとき、本発明の厚鋼板は、降伏強度が４２０ＭＰａ以上、衝撃靭性が−８０℃において２００Ｊ以上、ＣＴＯＤが−６０℃において０．５ｍｍ以上であることができる。かかる物性を満たすことにより、極低温環境で用いられる海洋構造用鋼材などに好適に適用することができる。より好ましくは、ＣＴＯＤは、−６０℃において１．０ｍｍ以上である。
また、本発明の厚鋼板は、引張強度が５００ＭＰａ以上、伸びが２５％以上、衝撃靭性が−６０℃において４００Ｊ以上であることができる。
また、本発明の厚鋼板は、厚さが５０〜１００ｍｍであることができる。
低温衝撃靭性及びＣＴＯＤ特性に優れた厚鋼板の製造方法：
以下、本発明の他の一側面である低温衝撃靭性及びＣＴＯＤ特性に優れた厚鋼板の製造方法について詳細に説明する。
以下、本発明の他の一側面である低温衝撃靭性及びＣＴＯＤ特性に優れた厚鋼板の製造方法について詳細に説明する。
本発明の他の一側面である低温衝撃靭性及びＣＴＯＤ特性に優れた厚鋼板の製造方法は、上述した合金組成を満たすスラブを１０２０〜１１５０℃に加熱する段階と、上記加熱されたスラブを９００℃以上で再結晶域圧延する段階と、上記再結晶域圧延後に、仕上げ圧延温度がＡｒ３〜８５０℃になるように、未再結晶域圧延して厚鋼板を得る段階と、上記厚鋼板を２〜１５℃／ｓｅｃの冷却速度で２５０℃以下に冷却する段階と、上記冷却された厚鋼板を５００〜６５０℃に加熱して焼戻しする段階と、を行うことからなっている。
以下、各段階で詳細に説明する。
＜スラブ加熱段階＞
上述した合金組成を満たすスラブを１０２０〜１１５０℃に加熱する。
スラブ加熱温度が１１５０℃を超えると、オーステナイトの結晶粒が粗大化して靭性を低下させるおそれがあり、１０２０℃未満では、Ｔｉ、Ｎｂなどが十分に固溶しない場合が発生し、強度の低下をもたらすことがある。
＜スラブ加熱段階＞
上述した合金組成を満たすスラブを１０２０〜１１５０℃に加熱する。
スラブ加熱温度が１１５０℃を超えると、オーステナイトの結晶粒が粗大化して靭性を低下させるおそれがあり、１０２０℃未満では、Ｔｉ、Ｎｂなどが十分に固溶しない場合が発生し、強度の低下をもたらすことがある。
＜再結晶域圧延段階＞
上記加熱されたスラブを９００℃以上で再結晶域圧延する。９００℃未満では、オーステナイトの十分な再結晶が困難になることがある。
このとき、上記再結晶域圧延は、最後の２パスの圧下率がそれぞれ１５〜２０％になるように行うことができる。これは、均一でありながらも微細な最終微細組織を確保するためである。
上記加熱されたスラブを９００℃以上で再結晶域圧延する。９００℃未満では、オーステナイトの十分な再結晶が困難になることがある。
このとき、上記再結晶域圧延は、最後の２パスの圧下率がそれぞれ１５〜２０％になるように行うことができる。これは、均一でありながらも微細な最終微細組織を確保するためである。
＜未再結晶域圧延段階＞
上記再結晶域圧延後に、仕上げ圧延温度がＡｒ３〜８５０℃になるように未再結晶域圧延して厚鋼板を得る。
上記仕上げ圧延温度がＡｒ３未満では、冷却開始前に厚鋼板の表面温度が二相域領域に入り、表面〜１／４ｔの厚さで二相組織が形成されて衝撃靭性が低下するおそれがあり、８５０℃を超えると、結晶粒微細化の不足によって強度及び靭性が低下するおそれがある。
このとき、上記未再結晶域圧延は、厚鋼板の厚さが５０〜１００ｍｍとなるように行うことができる。
上記再結晶域圧延後に、仕上げ圧延温度がＡｒ３〜８５０℃になるように未再結晶域圧延して厚鋼板を得る。
上記仕上げ圧延温度がＡｒ３未満では、冷却開始前に厚鋼板の表面温度が二相域領域に入り、表面〜１／４ｔの厚さで二相組織が形成されて衝撃靭性が低下するおそれがあり、８５０℃を超えると、結晶粒微細化の不足によって強度及び靭性が低下するおそれがある。
このとき、上記未再結晶域圧延は、厚鋼板の厚さが５０〜１００ｍｍとなるように行うことができる。
＜冷却段階＞
上記厚鋼板を２〜１５℃／ｓｅｃの冷却速度で２５０℃以下に冷却する。
冷却速度が１５℃／ｓｅｃを超えると、厚鋼板の表面と中心部の冷却速度の差によって物性差が生じることがある。これに対し、２℃／ｓｅｃ未満では、アシキュラーフェライトの分布が減少し、ポリゴナルフェライトの分布が増加するおそれがある。
冷却終了温度が２５０℃を超えると目標強度に達しないおそれがある。
上記厚鋼板を２〜１５℃／ｓｅｃの冷却速度で２５０℃以下に冷却する。
冷却速度が１５℃／ｓｅｃを超えると、厚鋼板の表面と中心部の冷却速度の差によって物性差が生じることがある。これに対し、２℃／ｓｅｃ未満では、アシキュラーフェライトの分布が減少し、ポリゴナルフェライトの分布が増加するおそれがある。
冷却終了温度が２５０℃を超えると目標強度に達しないおそれがある。
＜焼戻し段階＞
上記冷却された厚鋼板を５００〜６５０℃に加熱して焼戻しする。これは、ＭＡ相とフェライト内部の転位が低温衝撃靭性とＣＴＯＤ特性に大きな影響を与える因子であって、焼き戻しを介してＭＡ相の分解及びフェライト内部の転位を下げるためである。
焼戻し温度が５００℃未満であると、上述した効果が不十分であり、６５０℃を超えると、カーバイドが形成されて靭性が低下するおそれがある。
上記冷却された厚鋼板を５００〜６５０℃に加熱して焼戻しする。これは、ＭＡ相とフェライト内部の転位が低温衝撃靭性とＣＴＯＤ特性に大きな影響を与える因子であって、焼き戻しを介してＭＡ相の分解及びフェライト内部の転位を下げるためである。
焼戻し温度が５００℃未満であると、上述した効果が不十分であり、６５０℃を超えると、カーバイドが形成されて靭性が低下するおそれがある。
以下、実施例を通じて本発明をより詳細に説明する。しかし、かかる実施例の記載は、本発明の実施を例示するためのものであって、かかる実施例の記載によって本発明を制限するものではない。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。
（実施例）
下記表１に示す成分組成を有する溶鋼を連続鋳造してスラブを製造した。上記スラブを下記表２の製造条件で加熱、再結晶域圧延、未再結晶域圧延、冷却、及び焼戻し工程を介して厚さ８０ｍｍの厚鋼板を製造した。このとき、上記再結晶域圧延は、最後の２パスの圧下率がそれぞれ１８％となるようにした。
下記表１に示す成分組成を有する溶鋼を連続鋳造してスラブを製造した。上記スラブを下記表２の製造条件で加熱、再結晶域圧延、未再結晶域圧延、冷却、及び焼戻し工程を介して厚さ８０ｍｍの厚鋼板を製造した。このとき、上記再結晶域圧延は、最後の２パスの圧下率がそれぞれ１８％となるようにした。
上記厚鋼板の微細組織、機械的物性、低温衝撃靭性、及びＣＴＯＤ特性を測定して下記表３に記載した。
微細組織は、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）と透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）で観察し、ＭＡとセメンタイトの合計（第２相）を分析して下記表３に記載した。第２相を除いた部分は、ポリゴナルフェライト及び針状フェライトで構成されたフェライトであった。
フェライトの結晶粒サイズは、円相当直径で測定した平均値を下記表３に記載した。
降伏強度、引張強度、及び伸びは引張試験を通じて測定した。
低温衝撃靭性は、−６０℃及び−８０℃においてシャルピー衝撃試験を通じて測定した。
ＣＴＯＤ特性は、ＢＳ ７４４８規格に基づいて圧延方向に垂直に６０ｍｍ×１２０ｍｍ×３００ｍｍサイズで試験片を加工し、疲労亀裂の長さが試験片の幅の５０％になるように疲労亀裂を入れた後、−６０℃においてＣＴＯＤ試験を行った。各鋼板に対して、ＣＴＯＤ試験をそれぞれ３回行い、３回の試験値のうちの最小値を下記表３に記載した。
微細組織は、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）と透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）で観察し、ＭＡとセメンタイトの合計（第２相）を分析して下記表３に記載した。第２相を除いた部分は、ポリゴナルフェライト及び針状フェライトで構成されたフェライトであった。
フェライトの結晶粒サイズは、円相当直径で測定した平均値を下記表３に記載した。
降伏強度、引張強度、及び伸びは引張試験を通じて測定した。
低温衝撃靭性は、−６０℃及び−８０℃においてシャルピー衝撃試験を通じて測定した。
ＣＴＯＤ特性は、ＢＳ ７４４８規格に基づいて圧延方向に垂直に６０ｍｍ×１２０ｍｍ×３００ｍｍサイズで試験片を加工し、疲労亀裂の長さが試験片の幅の５０％になるように疲労亀裂を入れた後、−６０℃においてＣＴＯＤ試験を行った。各鋼板に対して、ＣＴＯＤ試験をそれぞれ３回行い、３回の試験値のうちの最小値を下記表３に記載した。
式１はＭｎ＋２Ｎｉを計算した値であり、式２はＣ＋Ｓｉ＋１０Ａｌを計算した値であり、式１及び式２において、各元素記号は、各元素の含有量を重量％で表した値である。
本発明で提示した合金組成及び製造条件をすべて満たす発明例は、降伏強度４２０ＭＰａ以上を確保することができ、−８０℃における衝撃靭性が２００Ｊ以上、−６０℃におけるＣＴＯＤ値が０．５ｍｍ以上と、低温衝撃靭性及びＣＴＯＤ特性に優れることが確認できる。
図１は発明例１の微細組織を撮影した写真であって、ＭＡとセメンタイトの形成が少なく、結晶粒サイズも微細であることが分かる。
比較例１〜３は、本発明で提示した合金組成を満たしているが、製造条件を満たしていない場合である。
比較例１及び２では、−８０℃における衝撃靭性と−６０℃におけるＣＴＯＤ特性が劣ることが確認でき、比較例３では、−８０℃における衝撃靭性が低下し、強度を確保することが困難であることが分かる。
比較例４〜７は、本発明で提示した製造条件は満たしたが、合金組成を満たしていない場合である。
比較例４では、Ｃの含有量が範囲を超え、比較例５では、Ｍｎ＋２Ｎｉ値が範囲を超えていて、強度は優れるが、−８０℃における衝撃靭性と−６０℃におけるＣＴＯＤ特性に急激な低下が確認できる。
比較例６では、Ｍ＋２Ｎｉ値が範囲より小さく、強度と−８０℃における衝撃靭性が劣っていることが分かる。
比較例７では、Ｃ＋Ｓｉ＋１０Ａｌ値が範囲を超えていて、−８０℃における衝撃靭性と−６０℃におけるＣＴＯＤ特性が極めて劣っていることが分かる。
比較例１及び２では、−８０℃における衝撃靭性と−６０℃におけるＣＴＯＤ特性が劣ることが確認でき、比較例３では、−８０℃における衝撃靭性が低下し、強度を確保することが困難であることが分かる。
比較例４〜７は、本発明で提示した製造条件は満たしたが、合金組成を満たしていない場合である。
比較例４では、Ｃの含有量が範囲を超え、比較例５では、Ｍｎ＋２Ｎｉ値が範囲を超えていて、強度は優れるが、−８０℃における衝撃靭性と−６０℃におけるＣＴＯＤ特性に急激な低下が確認できる。
比較例６では、Ｍ＋２Ｎｉ値が範囲より小さく、強度と−８０℃における衝撃靭性が劣っていることが分かる。
比較例７では、Ｃ＋Ｓｉ＋１０Ａｌ値が範囲を超えていて、−８０℃における衝撃靭性と−６０℃におけるＣＴＯＤ特性が極めて劣っていることが分かる。
図２は、Ｍｎ＋２Ｎｉ値による降伏強度及び６０℃におけるＣＴＯＤ値を示すグラフである。降伏強度４２０ＭＰａ以上を満たすとともに、０．５ｍｍ以上のＣＴＯＤ値を確保するためには、３．０≦Ｍｎ＋２Ｎｉ≦４．３を満たす必要があることが確認できる。Ｍｎ＋２Ｎｉ値が３．０未満では、強度の低下を示し、４．３を超えた場合には、−６０℃におけるＣＴＯＤ値が著しく低くなることが分かる。
以上、実施例を参照して説明したが、当該技術分野における熟練した当業者は、添付の特許請求の範囲に記載された本発明の思想及び領域を外れない範囲内で本発明を多様に修正及び変更させることができることを理解することができる。
Claims (11)
- 重量％で、Ｃ：０．０２〜０．０６％、Ｓｉ：０．００５〜０．０８％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ａｌ：０．００１〜０．０１％、Ｎｉ：０．５〜２．０％、Ｔｉ：０．００１〜０．０２％、Ｎｂ：０．００５〜０．０３％、Ｃｕ：０．０５〜０．４％、Ｎ：０．００２〜０．００６％、残部がＦｅと不可避不純物で、かつ下記式１及び式２を満たす組成であり、
ことを特徴とする低温衝撃靭性及びＣＴＯＤ特性に優れた厚鋼板。 - 前記厚鋼板は、さらに、重量％で、Ｍｏ：０．００１〜０．０５％とＣａ：０．０００２〜０．００５％の１種以上を含むことを特徴とする請求項１に記載の低温衝撃靭性及びＣＴＯＤ特性に優れた厚鋼板。
- 前記フェライトは、円相当直径で測定した平均結晶粒サイズが２０μｍ以下であることを特徴とする請求項１に記載の低温衝撃靭性及びＣＴＯＤ特性に優れた厚鋼板。
- 前記フェライトは、ポリゴナルフェライト及び針状フェライトで構成されることを特徴とする請求項１に記載の低温衝撃靭性及びＣＴＯＤ特性に優れた厚鋼板。
- 前記厚鋼板は、降伏強度が４２０ＭＰａ以上、衝撃靭性が−８０℃において２００Ｊ以上、ＣＴＯＤが−６０℃において０．５ｍｍ以上であることを特徴とする請求項１に記載の低温衝撃靭性及びＣＴＯＤ特性に優れた厚鋼板。
- 前記厚鋼板は、引張強度が５００ＭＰａ以上、伸びが２５％以上、衝撃靭性が−６０℃において４００Ｊ以上であることを特徴とする請求項１に記載の低温衝撃靭性及びＣＴＯＤ特性に優れた厚鋼板。
- 前記厚鋼板は、厚さが５０〜１００ｍｍであることを特徴とする請求項１に記載の低温衝撃靭性及びＣＴＯＤ特性に優れた厚鋼板。
- 重量％で、Ｃ：０．０２〜０．０６％、Ｓｉ：０．００５〜０．０８％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ａｌ：０．００１〜０．０１％、Ｎｉ：０．５〜２．０％、Ｔｉ：０．００１〜０．０２％、Ｎｂ：０．００５〜０．０３％、Ｃｕ：０．０５〜０．４％、Ｎ：０．００２〜０．００６％、残部がＦｅと不可避不純物で、かつ下記式１及び式２を満たす組成のスラブを１０２０〜１１５０℃に加熱する段階と、
前記再結晶域圧延後に、仕上げ圧延温度がＡｒ３〜８５０℃になるように、未再結晶域圧延して厚鋼板を得る段階と、
前記厚鋼板を２〜１５℃／ｓｅｃの冷却速度で２５０℃以下に冷却する段階と、
前記冷却された厚鋼板を５００〜６５０℃に加熱して焼戻しする段階と、
を行うことを特徴とする低温衝撃靭性及びＣＴＯＤ特性に優れた厚鋼板の製造方法。 - 前記スラブは、さらに、重量％で、Ｍｏ：０．００１〜０．０５％及びＣａ：０．０００２〜０．００５％のうち１種以上を含むことを特徴とする請求項８に記載の低温衝撃靭性及びＣＴＯＤ特性に優れた厚鋼板の製造方法。
- 前記再結晶域圧延は、最後の２パスの圧下率がそれぞれ１５〜２０％になるように行うことを特徴とする請求項８に記載の低温衝撃靭性及びＣＴＯＤ特性に優れた厚鋼板の製造方法。
- 前記未再結晶域圧延は、厚鋼板の厚さが５０〜１００ｍｍとなるように行うことを特徴とする請求項８に記載の低温衝撃靭性及びＣＴＯＤ特性に優れた厚鋼板の製造方法。
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