JP2021507119A - 低降伏比特性に優れた高強度鋼材及びその製造方法 - Google Patents

低降伏比特性に優れた高強度鋼材及びその製造方法 Download PDF

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Abstract

【課題】低降伏比特性に優れた高強度鋼材及びその製造方法を提供する。【解決手段】本発明による低降伏比特性に優れた高強度鋼材は、重量％で、Ｃ：０．０６〜０．１２％、Ｓｉ：０．２〜０．５％、Ｍｎ：１．５〜２．０％、Ａｌ：０．００３〜０．０５％、Ｎ：０．０１％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ｃｒ：０．０５〜０．５％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物からなり、微細組織としてポリゴナルフェライトを含み、ポリゴナルフェライトの面積分率は１０〜３０％、ポリゴナルフェライトの平均硬度は１８０ＨＶ以下である。

Description

本発明は、パイプ用鋼材及びその製造方法に関し、より詳しくは、低降伏比特性に優れた高強度鋼材及びその製造方法に関する。
パイプ用鋼材は、様々な方法により造管成形を介してパイプとして製造される。パイプ成形時に塑性変形が容易で、パイプ全体の焼成変形性が均一であるだけでなく、パイプの成形時に亀裂や破断が発生しない場合、造管性に優れると評価される。尚、パイプの使用時に輸送圧力の急激な変化があってもパイプの破断が起こらずに変形することができる場合には、パイプの安定性に優れると評価される。パイプ用鋼材の造管性及び安定性の向上のために要求される物性は降伏比を下げることである。これは、鋼材の降伏比が低くなるにつれて、降伏応力と引張応力の間の差が大きくなり、塑性変形が起こってから破断に達するまでの余裕応力が増加するためである。
降伏比は、微細組織に依存する物性である。一般に、硬度が異なる相が混合されると、降伏比が低くなる傾向を示す。すなわち、焼ならし熱処理によって製造されたフェライトとパーライトのバンドからなる微細組織では低い降伏比値が得られるのに対し、ベイナイトのみからなる高強度鋼では高い降伏比値が得られることが確認される。硬度が異なる２つの相が存在する場合、降伏強度は硬度が低い相の強度及び分率の影響を受け、引張強度は硬度が高い相の強度及び分率の影響を受ける。したがって、硬度が低い相及び硬度が高い相の強度及び分率を最適に制御することにより低降伏比を確保することができる。
但し、パイプ用鋼材、特にラインパイプ用鋼材の場合には、降伏比だけでなく、一定レベル以上の強度及び靭性が要求されるため、降伏比だけを考慮して微細組織を制御することができない。硬度が低い相であるポリゴナルフェライトの分率を必要以上に高くすると、降伏強度が低くなるという問題が発生し、高硬度相であるマルテンサイト又はベイナイトの分率を高くすると、靭性が劣化するという問題が発生する。
したがって、パイプ用鋼材、特にラインパイプ用鋼材の場合には、一定レベル以上の強度及び靭性を確保するとともに、低降伏比特性を備えることで造管性及び安全性を確保することが要求される。
韓国公開特許第１９９７−００４３１６８号公報
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、低降伏比特性に優れた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低降伏比特性に優れた高強度鋼材は、重量％で、Ｃ：０．０６〜０．１２％、Ｓｉ：０．２〜０．５％、Ｍｎ：１．５〜２．０％、Ａｌ：０．００３〜０．０５％、Ｎ：０．０１％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ｃｒ：０．０５〜０．５％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物からなり、微細組織としてポリゴナルフェライトを含み、前記ポリゴナルフェライトの面積分率は１０〜３０％、前記ポリゴナルフェライトの平均硬度は１８０ＨＶ以下であることを特徴とする。
前記鋼材は、平均硬度２００ＨＶ以上の残部組織をさらに含み、前記残部組織は、針状フェライト、ベイナイト、パーライト、及びマルテンサイトを含み得る。
前記パーライト及びマルテンサイトの面積分率の合計は全面積に対して１０％以下であることが好ましい。
前記鋼材は、重量％で、Ｎｉ：０．０５〜０．３％、Ｃｕ：０．０５〜０．３％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、及びＢ：０．０００５〜０．００１５％のうちの１種又は２種以上をさらに含み得る。
前記鋼材の−３０℃基準のシャルピー衝撃エネルギーは２００Ｊ以上であり得る。
前記鋼材の降伏比は９０％以下であり得る。
前記鋼材の引張強度は５００ＭＰａ以上であり得る。
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低降伏比特性に優れた高強度鋼材の製造方法は、重量％で、Ｃ：０．０６〜０．１２％、Ｓｉ：０．２〜０．５％、Ｍｎ：１．５〜２．０％、Ａｌ：０．００３〜０．０５％、Ｎ：０．０１％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ｃｒ：０．０５〜０．５％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物からなるスラブを１１００〜１１６０℃の温度範囲で再加熱し、前記再加熱されたスラブを１０５０℃以上の終了温度で粗圧延し、前記粗圧延されたスラブを９８０℃以下の温度範囲で仕上げ圧延開始して（Ａｒ３＋５０℃）〜９００℃の温度範囲で仕上げ圧延を終了し、前記仕上げ圧延された鋼材を第１冷却速度で（Ａｒ３−４０℃）〜（Ａｒ３−７０℃）の温度範囲まで１次冷却し、前記１次冷却された鋼材を第２冷却速度で３５０〜４００℃の温度範囲まで２次冷却することを特徴とする。
前記仕上げ圧延の有効圧下率は６５％以上であることが好ましい。
前記第２冷却速度は前記第１冷却速度よりも１０〜４０℃／ｓさらに速いことが好ましい。
前記第１冷却の開始温度は（Ａｒ３＋１０℃）〜（Ａｒ３＋３０℃）であることが好ましい。
前記第１冷却速度は１０〜２０℃／ｓであることが好ましい。
前記第２冷却は前記第１冷却の直後に行われることが好ましい。
前記第２冷却速度は３０〜５０℃／ｓであることが好ましい。
上記２次冷却された鋼材を常温まで空冷することが好ましい。
前記スラブは、重量％で、Ｎｉ：０．０５〜０．３％、Ｃｕ：０．０５〜０．３％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、及びＢ：０．０００５〜０．００１５％のうちの１種又は２種以上をさらに含み得る。
本発明によれば、５００ＭＰａ以上の引張強度及び９０％以下の降伏比をともに確保可能な鋼材及びその製造方法を提供することができ、これにより、パイプ用鋼材の造管性及び安全性を効果的に確保することができる。
本発明は、低降伏比特性に優れた高強度鋼材及びその製造方法に関する。以下、本発明の好ましい実施形態を説明する。本発明の実施形態は、様々な形態に変形することができ、本発明の範囲は以下で説明する実施形態に限定されない。本実施形態は、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に本発明をより詳細に説明するために提供されるものである。
以下、本発明の鋼組成について、より詳細に説明する。以下、特に記載しない限り、各元素の含有量を示す％は重量を基準とする。
本発明の一態様による低降伏比特性に優れた高強度鋼材は、重量％で、Ｃ：０．０６〜０．１２％、Ｓｉ：０．２〜０．５％、Ｍｎ：１．５〜２．０％、Ａｌ：０．００３〜０．０５％、Ｎ：０．０１％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ｃｒ：０．０５〜０．５％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物からなる。
Ｃ：０．０６〜０．１２％
Ｃは、固溶強化及び析出強化により鋼を強化させるのに効果的な元素である。特に、Ｃは、降伏強度よりは引張強度に大きな影響を与える元素であるため、降伏比の減少に効果的に寄与する元素である。したがって、本発明は、Ｃの含有量の下限を０．０６％に制限する。但し、Ｃが過度に添加されると、靭性を低下させる場合があるため、本発明は、Ｃの含有量の上限を０．１２％に制限する。したがって、本発明のＣの含有量は、０．０６〜０．１２％である。さらに、Ｃの含有量が０．１０％を超えると、製鋼連続鋳造工程においてスラブの表面クラックが頻繁に発生することから、本発明の好ましいＣの含有量は、０．０６〜０．１０％である。
Ｓｉ：０．２〜０．５％
Ｓｉは、脱酸剤として用いられるだけでなく、固溶強化に寄与して鋼の強度を向上させる元素である。また、Ｓｉは、相変態時において島状マルテンサイト（ＭＡ）の生成を助長する元素である。島状マルテンサイト（ＭＡ）は、低降伏比特性に寄与する元素である。したがって、本発明は、島状マルテンサイト（ＭＡ）の生成を考慮して、Ｓｉの含有量の下限を０．２％に制限する。但し、Ｓｉが過多に添加されると、加熱炉内で成長したスケールの剥離性が低下するため、圧延完了後の表面品質が劣化するという問題が発生することから、本発明は、Ｓｉの含有量の上限を０．５％に制限する。したがって、本発明のＳｉの含有量は、０．２〜０．５％である。
Ｍｎ：１．５〜２．０％
Ｍｎは、固溶強化元素として鋼の強度を向上させるとともに、鋼の硬化能を高めて低温変態相の生成を促進する元素である。降伏比を下げるためには、微細組織内に適正分率の低温変態相が含まれるようにする必要がある。したがって、低温変態相の生成のために、本発明は、Ｍｎの含有量の下限を１．５％に制限する。但し、Ｍｎが過多に添加されると、スラブ鋳造時に中心偏析によって粗大なベイナイトの生成を助長して、中心部の靭性が低下し、且つ鋼の溶接性も低下することから、本発明は、Ｍｎの含有量の上限を２．０％に制限する。したがって、本発明のＭｎの含有量は、１．５〜２．０％である。
Ａｌ：０．００３〜０．０５％
Ａｌは、代表的な脱酸剤元素である。その含有量が０．００３％未満の場合には、十分な脱酸効果が期待することができない。したがって、本発明は、Ａｌの含有量の下限を０．００３％に制限する。また、Ａｌが過度に添加されると、非金属酸化物であるＡｌ２Ｏ３を過度に形成して、母材及び溶接部の靭性が低下するという問題があるため、本発明は、Ａｌの含有量の上限を０．０５％に制限する。したがって、本発明のＡｌの含有量は、０．００３〜０．０５％であり、より好ましいＡｌの含有量は、０．００５〜０．０５％である。
Ｎ：０．０１％以下
Ｎは、Ａｌと結合して窒化物を形成することにより鋼の強度向上に寄与する元素である。但し、Ｎが過度に添加されると、固溶状態のＮによる靭性阻害が問題になることから、本発明は、Ｎの含有量の上限を０．０１％に制限する。また、鋼中のＮを完全に除去することは工業的及び経済的に難しいことから、製造工程上許容可能な範囲であるＮの含有量の下限を０．００１％に制限する。したがって、本発明のＮの含有量は０．０１％以下であり、より好ましいＮの含有量は、０．００１〜０．０１％である。
Ｐ：０．０２％以下
Ｐは、製鋼中必然的に鋼中に含まれる元素であって、溶接性及び靭性を阻害するだけでなく、凝固時のスラブの中心部及びオーステナイト結晶粒界に容易に偏析される元素として鋼の靭性を阻害する。したがって、適正レベルの靭性を確保するためには、その含有量を一定レベル以下に制限することが好ましい。特に、Ｐの含有量が０．０２％を超えると、鋼材の厚さ中心部において脆性破壊が助長されて低温靭性を確保することが難しいことから、本発明は、Ｐの含有量を０．０２％以下に制限する。
Ｓ：０．００３％以下
Ｓは、製鋼中必然的に鋼中に含まれる不純物元素であって、鋼材の厚さ中心部においてＭｎＳなどの非金属介在物を形成して、低温靭性を阻害する元素である。Ｓの含有量が０．００３％を超えると、鋼材の厚さ中心部に多量の非金属介在物が形成されて脆性破壊の開始点として作用し、亀裂伝播の経路を提供するようになる。したがって、本発明は、靭性を確保するために、Ｓの含有量を０．００３％以下に制限する。
Ｃｒ：０．０５〜０．５％
Ｃｒは、冷却時に十分な硬化能を確保し、セメンタイトのような第２相及び低温変態相の効果に寄与することから、降伏比の低下に効果的に寄与する元素である。このような効果を得るために、本発明は、Ｃｒの含有量の下限を０．０５％に制限する。これに対し、Ｃｒが過多に添加されると、溶接部の靭性を阻害することから、本発明は、Ｃｒの含有量の上限を０．５％に制限する。したがって、本発明のＣｒの含有量は、０．０５〜０．５％であり、より好ましいＣｒの含有量は、０．０５〜０．４５％である。
Ｍｏ：０．０５〜０．５％
Ｍｏは、Ｃｒと同様に硬化能が非常に大きい元素であり、少量の添加によっても低温変態相の生成を促進して降伏比を下げるのに効果的に寄与する元素である。Ｍｏの添加によりベイナイト又はマルテンサイトの分率を増加させ、それに応じて、降伏比を減少させる。このような効果を得るために、本発明は、Ｍｏの含有量の下限を０．０５％に制限する。但し、Ｍｏは、合金コストが高い元素であることから、本発明は、経済性の面からＭｏの含有量の上限を０．５％に制限する。したがって、本発明のＭｏの含有量は、０．０５〜０．５％であり、より好ましいＭｏの含有量は、０．０５〜０．４５％である。
Ｎｂ：０．０１〜０．０５％
Ｎｂは、スラブにおいて炭化物又は窒化物の形で析出物として存在するが、再加熱工程において鋼内に固溶されて圧延時における再結晶を遅延させる役割を果たす。再結晶遅延によって圧延後のフェライト変態時にフェライト核生成を促進させることから、結晶粒微細化を介して鋼材の強度を向上させる。本発明は、このような効果を達成するために、Ｎｂの含有量の下限を０．０１％に制限する。但し、Ｎｂの添加によって鋼材の強度が上昇するものの、結晶粒微細化による強度の上昇は、引張強度よりは降伏強度の上昇に大きく寄与する。したがって、Ｎｂが過度に添加されると、強度は上昇するものの、降伏比が上昇することから、本発明は、Ｎｂの含有量の上限を０．０５％に制限する。したがって、本発明のＮｂの含有量は、０．０１〜０．０５％である。
Ｃａ：０．０００５〜０．００５％
Ｃａは、ＭｎＳなどの非金属介在物を球状化させる役割を果たす。Ｃａは、Ｓと反応してＣａＳを形成するため、ＭｎＳなどの非金属介在物の生成を抑制し、それに応じて、低温靭性が向上する。このようなＭｎＳなどの非金属介在物の球状化効果を得るために、本発明は、Ｃａの含有量の下限を０．０００５％に制限する。但し、Ｃａは、揮発性が大きく、収率が低い元素であるため、本発明は、製鋼工程で発生する負荷を考慮して、Ｃａの含有量の上限を０．００５％にする。したがって、本発明のＣａの含有量は、０．０００５〜０．００５％である。
本発明の一態様による低降伏比特性に優れた高強度鋼材は、重量％で、Ｎｉ：０．０５〜０．３％、Ｃｕ：０．０５〜０．３％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、及びＢ：０．０００５〜０．００１５％のうちの１種又は２種以上をさらに含み得る。
Ｎｉ：０．０５〜０．３％以下
Ｎｉは、鋼の強度及び靭性をともに向上させる効果的な元素である。したがって、このような強度及び靭性の向上の効果を得るために、本発明は、Ｎｉの含有量の下限を０．０５％に制限する。但し、Ｎｉは、高価な元素であって、過多添加は経済性の面から好ましくないことから、本発明は、Ｎｉの含有量の上限を０．３％に制限する。したがって、本発明のＮｉの含有量は、０．０５〜０．３％である。
Ｃｕ：０．０５〜０．３％
Ｃｕは、固溶強化により強度を向上させる元素である。したがって、強度向上の効果を得るために、本発明は、Ｃｕの含有量の下限を０．０５％に制限する。但し、Ｃｕが過多に添加されると、スラブ製造時の表面亀裂を誘発して局部腐食抵抗性を低下させ、且つ圧延のためのスラブ再加熱時に融点の低いＣｕが鋼の粒界に浸透して熱間加工時におけるクラックの発生を誘発することから、本発明は、Ｃｕの含有量の上限を０．３％に制限する。したがって、本発明のＣｒの含有量は、０．０５〜０．３％である。
Ｔｉ：０．００５〜０．０２％
Ｔｉは、スラブ内においてＴｉＮ又はＴｉＣの形の析出物として存在する。スラブ再加熱時においてＮｂは溶解されて再固溶されるが、Ｔｉは再加熱工程において溶解されず、ＴｉＮの形でオーステナイト結晶粒界に存在する。オーステナイト結晶粒界に存在するＴｉＮ析出物は、再加熱時に発生するオーステナイト結晶粒の成長を抑制する役割を果たすため、最終的なフェライト結晶粒微細化に寄与して強度及び靭性を向上させる。このようなオーステナイト結晶粒の成長を抑制する効果を達成するために、本発明は、Ｔｉの含有量の下限を０．００５％に制限する。但し、Ｔｉの添加量が過多であると、鋼中のＮの含有量に対してＴｉの含有量が過度になることから、粗大な析出物を形成し得る。このような粗大な析出物は、オーステナイト結晶粒の成長抑制に寄与するのではなく、逆に靭性を低下させる要因として作用することから、本発明は、鋼中のＮの含有量を考慮してＴｉの含有量の上限を０．０２％に制限する。
Ｂ：０．０００５〜０．００１５％以下
Ｂは、焼入性が大きい元素であって、少量添加によっても低温変態相を容易に生成することから、強度向上及び降伏比減少に効果的に寄与する元素である。このような焼入性による効果を得るために、本発明は、Ｂの含有量の下限を０．０００５％に制限する。但し、Ｂは製鋼工程中に制御が難しい元素であるだけでなく、適正量以上添加されると、結晶粒界脆性を誘発して靭性を急激に低下させることから、本発明は、Ｂの含有量の上限を０．００１５％に制限する。したがって、本発明のＢの含有量は、０．０００５〜０．００１５％である。
本発明は、上述した鋼組成に加えて、残りはＦｅ及び不可避不純物からなる。不可避不純物は、通常の鉄鋼製造工程において意図されずに混入されるものであるため、これを全面的に排除することはできず、通常の鉄鋼製造分野における技術者であれば、その意味を理解し得る。また、本発明は、上述した鋼組成以外の他の組成の添加を全面的に排除するものではない。
本発明の一実施形態による低降伏比特性に優れた高強度鋼材は、微細組織としてのポリゴナルフェライト及び残部組織を含む。ポリゴナルフェライトの平均粒度は１０μｍ以下であり、好ましいポリゴナルフェライトの平均粒度は６μｍ以下である。また、鋼材の断面に対するポリゴナルフェライトの面積分率は１０〜３０％であり、ポリゴナルフェライトの平均硬度は１８０ＨＶ以下である。残部組織は、針状フェライト、ベイナイト、パーライト、及びマルテンサイトを含み、残部組織の平均硬度は２００ＨＶ以上である。また、残部組織のうち、パーライト及びマルテンサイトの合計分率は、鋼材全体の断面面積に対して１０％以下である。
本発明の一実施形態による低降伏比特性に優れた高強度鋼材の−３０℃におけるシャルピー衝撃エネルギーは２００Ｊ以上、引張強度は５００ＭＰａ以上である。また、本発明の一実施形態による低降伏比特性に優れた高強度鋼材の降伏比は９０％以下、より好ましくは８８％以下である。
以下、本発明による低降伏比特性に優れた高強度鋼材の製造方法についてより詳細に説明する。
本発明の一態様による低降伏比特性に優れた高強度鋼材の製造方法は、重量％で、Ｃ：０．０６〜０．１２％、Ｓｉ：０．２〜０．５％、Ｍｎ：１．５〜２．０％、Ａｌ：０．００３〜０．０５％、Ｎ：０．０１％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ｃｒ：０．０５〜０．５％、Ｍｏ：０．０５〜０．４％、Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物からなるスラブを再加熱して粗圧延及び仕上げ圧延し、第１冷却速度で（Ａｒ３−４０℃）〜（Ａｒ３−７０℃）の温度範囲まで１次冷却し、第２冷却速度で３５０〜４００℃の温度範囲まで２次冷却する。また、本発明で提供されるスラブは、重量％で、Ｎｉ：０．０５〜０．３％、Ｃｕ：０．０５〜０．３％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、及びＢ：０．０００５〜０．００１５％のうちの１種又は２種以上をさらにを含み得る。
本発明のスラブの組成含有量は、上述した鋼材の組成含有量に対応することから、本発明のスラブの組成含有量の制限理由についての説明は、上述したスラブの組成含有量の制限理由についての説明で代替する。
スラブ再加熱
上述した組成を備えたスラブを、１１００〜１１６０℃の温度範囲で再加熱する。固溶Ｎｂによる最終的な微細組織の結晶粒微細化の雰囲気を造成するために、一定温度以上にスラブを加熱してスラブ内のＮｂＣ析出物を十分に分解する必要がある。したがって、本発明は、固溶Ｎｂによる結晶粒微細化効果を達成するために、スラブ再加熱温度の下限を１１００℃に制限する。また、スラブの再加熱温度が上昇する場合には、ＮｂＣ析出物の分解による固溶Ｎｂの確保は容易であるが、オーステナイトの結晶粒成長も急激に発生し、最終的なフェライトの結晶粒サイズを増加させる。また、Ｎｂの固溶量が過度な場合には、未再結晶域の温度が上昇して高温で圧延しても結晶粒微細化を十分に達成することができないことから、逆に低降伏比特性が劣化する。したがって、本発明のスラブ再加熱温度の上限は１１６０℃に制限する。
粗圧延
スラブの再加熱後に粗圧延を行う。粗圧延時における再結晶現象によってオーステナイトの結晶粒微細化が行われる。粗圧延温度が１０５０℃未満の場合には、部分再結晶が発生し、鋼材内部のオーステナイト結晶粒サイズが不均一になる。特に、厚さ中心部のオーステナイト結晶粒サイズの不均一形状が激しくなり、最終的な中心部の微細組織において粗大なベイナイト微細組織が形成されるため低温靭性が劣化する。したがって、本発明は、粗圧延終了温度を１０５０℃以上に制限する。
仕上げ圧延
粗圧延後に仕上げ圧延を行う。仕上げ圧延において有効オーステナイト結晶粒サイズを微細化するためには、仕上げ圧延において加わる圧延エネルギーをオーステナイト結晶粒の変形帯形成又は転位形成を介して蓄積する必要がある。このために、仕上げ圧延の開始温度を制限する必要がある。仕上げ圧延の開始温度が９８０℃を超えると、焼鈍によって仕上げ圧延の圧延エネルギー蓄積効果がほとんど失われることから、有効オーステナイトの結晶粒を十分に微細化することができず、それに応じて、フェライト結晶粒の微細化効果を十分に達成することができない。したがって、目的とする微細組織を確保するために、本発明は、仕上げ圧延の開始温度を９８０℃以上に制限する。
また、オーステナイト結晶粒の変形帯は、仕上げ圧延温度が再結晶域の温度（Ｔｎｒ）よりも低い場合に形成される。すなわち、仕上げ圧延全体で加わる圧下率ではなく、再結晶域の温度（Ｔｎｒ）未満で加わる圧下率、すなわち、有効圧下率が強度及び靭性の向上にさらに影響を与える重要な要素である。仕上げ圧延中の有効圧下率が十分でないと、フェライト変態時に微細な結晶粒を生成できないだけでなく、有効オーステナイトの結晶粒が粗大になって焼入性によるベイナイト分率が過度に増加することから、靭性及び降伏比が劣化する。したがって、本発明の仕上げ圧延の有効圧下率は６５％以上である。参考として、有効圧下率及び再結晶域の温度（Ｔｎｒ）は、下記の式１及び式２を介して理論的に導出可能である。ここで、本発明の再結晶域温度（Ｔｎｒ）とは、オーステナイトの再結晶が停止する温度を意味する。
［式１］
有効圧下率（％）＝［（Ｔｎｒ温度直下における鋼材の厚さ−鋼材の最終厚さ、ｍｍ）／Ｔｎｒ温度直下における鋼材の厚さ、ｍｍ］＊１００
［式２］
Ｔｎｒ（℃）＝８８７＋４６４＊Ｃ＋８９０＊Ｔｉ＋３６３＊Ａｌ−３５７＊Ｓｉ＋（６４４５＊Ｎｂ−６４４＊Ｎｂ１／２）＋（７３２＊Ｖ−２３０＊Ｖ１／２）
仕上げ圧延時に加わる圧延エネルギーは、オーステナイト結晶粒の変形帯又は転位形成を介して蓄積される。仕上げ圧延温度が低くなるほど変形帯の生成が促進されて、フェライト核生成サイトが増加し、それに応じて、最終的な結晶粒が微細化する。また、仕上げ圧延温度が高くなるほど転位消滅などが容易であるため、圧延エネルギーが蓄積されずに容易に消滅する。したがって、本発明で制限された成分や仕上げ圧延の有効圧下率などを考慮すると、低温靭性の確保のために、仕上げ圧延は少なくとも９００℃以下で終了する。仕上げ圧延後の冷却のために鋼材を移動させる場合には、空冷による鋼材の温度低下が発生する。冷却開始前の空冷により冷却開始温度がＡｒ３＋１０℃以下に低下することを防止するために、仕上げ圧延の終了温度は（Ａｒ３＋５０℃）以上に制限する。したがって、本発明の仕上げ圧延の終了温度は（Ａｒ３＋５０℃）〜９００℃である。参考として、Ａｒ３温度は、下記の式３を介して理論的に導出される。
［式３］
Ａｒ３（℃）＝９１０−３１０＊Ｃ−８０＊Ｍｎ−２０＊Ｃｕ−１５＊Ｃｒ−５５＊Ｎｉ−８０＊Ｍｏ＋０．３５＊（鋼材の厚さ−８、ｍｍ）
第１冷却
仕上げ圧延後の冷却によってオーステナイトからフェライトへの変態を制御することで、鋼材の最終的な微細組織が決定される。目的とする降伏比を確保するためには、硬度が異なる相が適正割合で複合的に存在するようにする。特に、フェライトの分率及び高硬度相の硬度が適正範囲を満たすようにする。仕上げ圧延後、第１冷却による微細なポリゴナルフェライトを適切に導入するためには、Ａｒ３よりもやや高い温度で第１冷却が開始するようにする。第１冷却がＡｒ３よりも１０〜３０℃程度高い温度で開始する場合には、最も適正割合の微細なポリゴナルフェライトを導入する。したがって、本発明の第１冷却の開始温度は（Ａｒ３＋１０℃）〜（Ａｒ３＋３０℃）である。
鋼材の低降伏比特性を確保するために、微細なフェライトと低温変態相が混合された微細組織を得る。但し、微細なフェライトの分率が過度な場合には、低降伏比特性を確保することができるものの、降伏強度が低下して高強度特性を確保することができなくなる。第１冷却の終了温度がＡｒ３−７０℃未満の場合には、フェライト分率が過度に増加して高強度特性の確保が難しく、第１冷却の終了温度がＡｒ３−４０℃を超えると、フェライト分率が低くなって低降伏比特性の確保が難しくなる。したがって、本発明は、第１冷却の冷却終了温度を（Ａｒ３−７０℃）〜（Ａｒ−４０℃）に制限する。
第１冷却においてベイナイト変態が開始せず、ポリゴナルフェライトが生成されるように第１冷却速度は速すぎないように制御される。したがって、第１冷却速度は１０〜２０℃／ｓに制限される。第１冷却速度が１０℃／ｓ未満の場合には、水冷フェライトが比較的粗大に生成されて降伏強度が低くなり、第１冷却速度が２０℃／ｓを超えると、ポリゴナルフェライトの生成量が基準に達することなく、低温変態相の分率が増加して低降伏比特性を確保することができない。したがって、本発明の第１冷却速度は１０〜２０℃／ｓに制限される。
第２冷却
第１冷却において未変態されたオーステナイトがベイナイトなどの低温変態相に十分に変態するように、第２冷却終了温度はベイナイト変態終了温度よりも十分に低くする。したがって、本発明は、第２冷却終了温度を４００℃以下に制限する。これに対し、第２冷却終了温度が低すぎると、脆性が激しいマルテンサイトの生成量が増加するため、降伏比は低くなる一方で、靭性が低下する。したがって、マルテンサイトの生成を抑制するために、本発明の第２冷却終了温度は３５０℃以上に制限される。したがって、本発明の第２冷却終了温度は３５０〜４００℃である。第２冷却終了後には、空冷により常温まで冷却する。
第１冷却においてフェライトに変態しないオースナイトが全部ベイナイトに変態するように、第２冷却速度は、第１冷却速度よりも速い速度で制御される。第２冷却速度は、第１冷却速度よりも１０〜４０℃／ｓさらに速い。本発明の好ましい第２冷却速度は３０〜５０℃／ｓである。
また、微細組織の側面から第２冷却は第１冷却の直後に行われることが好ましい。
以下、本発明の実施例について詳細に説明する。
（実施例）
下記の表１に記載された成分系を満たす鋼スラブを製造し、それぞれのスラブに対して下記の表２の工程条件で鋼材を製造した。
Figure 2021507119
Figure 2021507119
表２によって製造されたそれぞれの鋼材を長さ方向に沿って切断した引張試験片に対して引張試験を行うことで、降伏強度、引張強度、及び−３０℃におけるシャルピー衝撃エネルギーを評価した。その結果は、下記の表３に示すとおりである。また、表２によって製造されたそれぞれの鋼材に対してエッチング後の微細組織を観察し、各組織の硬度を測定した。各鋼材のポリゴナルフェライトの分率及び硬度、ポリゴナルフェライトを除いた残りの相（パーライト＋マルテンサイト）の分率及び硬度は下記の表４のとおりである。
Figure 2021507119
Figure 2021507119
発明例１〜１６は、本発明の鋼組成、微細組織、及び工程条件をすべて満たすことから、２００Ｊ以上の−３０℃におけるシャルピー衝撃エネルギー、５００ＭＰａ以上の引張強度、及び９０％以下の降伏比をすべて満たすことが確認される。特に、発明例１〜１６は、降伏比がすべて９０％未満であることが確認される。
比較例１は、組成含有量は本発明の組成を満たすものの、第１冷却及び第２冷却を区分せずに１回の冷却だけを行い、第１冷却開始温度が本発明の技術範囲を超えることから、本発明の微細組織の条件を満たさないことが確認される。したがって、比較例１は、本発明が目的とする低温靭性を確保することができないことが確認される。
比較例２は、組成含有量は本発明の組成含有量を満たすものの、仕上げ圧延有効圧下率及び第１冷却速度が本発明の範囲を満たさないことから、本発明の微細組織の条件を満たさないことが確認される。したがって、比較例２は、本発明が目的とする引張強度及び低温靭性を確保することができないことが確認される。
比較例３は、組成含有量は、本発明の組成含有量を満たすものの、再加熱温度、粗圧延終了温度、仕上げ圧延終了温度、第１冷却開始温度、及び第１冷却終了温度が本発明の範囲を満たさないことから、本発明の微細組織の条件を満たさないことが確認される。したがって、比較例３は、本発明が目的とする低温靭性を確保することができないことが確認される。
また、比較例４〜１３は、本発明の鋼組成、微細組織、及び工程条件をすべて満たしていないことから、本発明が目的とする物性を確保しないことが確認される。
したがって、本発明の一実施形態による低降伏比特性に優れた高強度鋼材及びその製造方法は、低降伏比特性及び高強度性をともに満たし、安定性及び造管性が確保可能なパイプ用鋼材及びその製造方法を提供することができる。
以上、実施形態を通じて本発明を詳細に説明したが、これと異なる形態の実施形態も可能である。したがって、本発明の思想及び技術的範囲は上述した実施形態に限定されない。
Ｃｕ：０．０５〜０．３％
Ｃｕは、固溶強化により強度を向上させる元素である。したがって、強度向上の効果を得るために、本発明は、Ｃｕの含有量の下限を０．０５％に制限する。但し、Ｃｕが過多に添加される場合には、スラブ製造時の表面亀裂を誘発して局部腐食抵抗性を低下させ、且つ圧延のためのスラブ再加熱時に融点の低いＣｕが鋼の粒界に浸透して熱間加工時におけるクラックの発生を誘発する可能性があることから、本発明は、Ｃｕの含有量の上限を０．３％に制限する。したがって、本発明のＣｕの含有量は０．０５〜０．３％である。
本発明の一態様による低降伏比特性に優れた高強度鋼材の製造方法は、重量％で、Ｃ：０．０６〜０．１２％、Ｓｉ：０．２〜０．５％、Ｍｎ：１．５〜２．０％、Ａｌ：０．００３〜０．０５％、Ｎ：０．０１％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ｃｒ：０．０５〜０．５％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物からなるスラブを再加熱して粗圧延及び仕上げ圧延し、第１冷却速度で（Ａｒ３−４０℃）〜（Ａｒ３−７０℃）の温度範囲まで１次冷却し、第２冷却速度で３５０〜４００℃の温度範囲まで２次冷却する。また、本発明で提供されるスラブは、重量％で、Ｎｉ：０．０５〜０．３％、Ｃｕ：０．０５〜０．３％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、及びＢ：０．０００５〜０．００１５％のうちの１種又は２種以上をさらにを含み得る。
仕上げ圧延
粗圧延後に仕上げ圧延を行う。仕上げ圧延において有効オーステナイト結晶粒サイズを微細化するためには、仕上げ圧延において加わる圧延エネルギーをオーステナイト結晶粒の変形帯形成又は転位形成を介して蓄積する必要がある。このために、仕上げ圧延の開始温度を制限する必要がある。仕上げ圧延の開始温度が９８０℃を超えると、焼鈍によって仕上げ圧延の圧延エネルギー蓄積効果がほとんど失われることから、有効オーステナイトの結晶粒を十分に微細化することができず、それに応じて、フェライト結晶粒の微細化効果を十分に達成することができない。したがって、目的とする微細組織を確保するために、本発明は、仕上げ圧延の開始温度を９８０℃以下に制限する。

Claims (16)

  1. 重量％で、Ｃ：０．０６〜０．１２％、Ｓｉ：０．２〜０．５％、Ｍｎ：１．５〜２．０％、Ａｌ：０．００３〜０．０５％、Ｎ：０．０１％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ｃｒ：０．０５〜０．５％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物からなり、
    微細組織としてポリゴナルフェライトを含み、
    前記ポリゴナルフェライトの面積分率は１０〜３０％、前記ポリゴナルフェライトの平均硬度は１８０ＨＶ以下であることを特徴とする低降伏比特性に優れた高強度鋼材。
  2. 前記鋼材は、平均硬度２００ＨＶ以上の残部組織をさらに含み、
    前記残部組織は、針状フェライト、ベイナイト、パーライト、及びマルテンサイトを含むことを特徴とする請求項１に記載の低降伏比特性に優れた高強度鋼材。
  3. 前記パーライト及びマルテンサイトの面積分率の合計は全面積に対して１０％以下であることを特徴とする請求項２に記載の低降伏比特性に優れた高強度鋼材。
  4. 前記鋼材は、重量％で、Ｎｉ：０．０５〜０．３％、Ｃｕ：０．０５〜０．３％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、及びＢ：０．０００５〜０．００１５％のうちの１種又は２種以上をさらに含むことを特徴とする請求項１に記載の低降伏比特性に優れた高強度鋼材。
  5. 前記鋼材の−３０℃基準のシャルピー衝撃エネルギーは２００Ｊ以上であることを特徴とする請求項１に記載の低降伏比特性に優れた高強度鋼材。
  6. 前記鋼材の降伏比は９０％以下であることを特徴とする請求項１に記載の低降伏比特性に優れた高強度鋼材。
  7. 前記鋼材の引張強度は５００ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１に記載の低降伏比特性に優れた高強度鋼材。
  8. 重量％で、Ｃ：０．０６〜０．１２％、Ｓｉ：０．２〜０．５％、Ｍｎ：１．５〜２．０％、Ａｌ：０．００３〜０．０５％、Ｎ：０．０１％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ｃｒ：０．０５〜０．５％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物からなるスラブを１１００〜１１６０℃の温度範囲で再加熱し、
    前記再加熱されたスラブを１０５０℃以上の終了温度で粗圧延し、
    前記粗圧延されたスラブを９８０℃以下の温度範囲で仕上げ圧延開始して（Ａｒ３＋５０℃）〜９００℃の温度範囲で仕上げ圧延を終了し、
    前記仕上げ圧延された鋼材を第１冷却速度で（Ａｒ３−４０℃）〜（Ａｒ３−７０℃）の温度範囲まで１次冷却し、
    前記１次冷却された鋼材を第２冷却速度で３５０〜４００℃の温度範囲まで２次冷却することを特徴とする低降伏比特性に優れた高強度鋼材の製造方法。
  9. 前記仕上げ圧延の有効圧下率は６５％以上であることを特徴とする請求項８に記載の低降伏比特性に優れた高強度鋼材の製造方法。
  10. 前記第２冷却速度は前記第１冷却速度よりも１０〜４０℃／ｓさらに速いことを特徴とする請求項８に記載の低降伏比特性に優れた高強度鋼材の製造方法。
  11. 前記第１冷却の開始温度は（Ａｒ３＋１０℃）〜（Ａｒ３＋３０℃）であることを特徴とする請求項８に記載の低降伏比特性に優れた高強度鋼材の製造方法。
  12. 前記第１冷却速度は１０〜２０℃／ｓであることを特徴とする請求項８に記載の低降伏比特性に優れた高強度鋼材の製造方法。
  13. 前記第２冷却は前記第１冷却の直後に行われることを特徴とする請求項８に記載の低降伏比特性に優れた高強度鋼材の製造方法。
  14. 前記第２冷却速度は３０〜５０℃／ｓであることを特徴とする請求項８に記載の低降伏比特性に優れた高強度鋼材の製造方法。
  15. 前記２次冷却された鋼材を常温まで空冷することを特徴とする請求項８に記載の低降伏比特性に優れた高強度鋼材の製造方法。
  16. 前記スラブは、重量％で、Ｎｉ：０．０５〜０．３％、Ｃｕ：０．０５〜０．３％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、及びＢ：０．０００５〜０．００１５％のうちの１種又は２種以上をさらに含むことを特徴とする請求項８に記載の低降伏比特性に優れた高強度鋼材の製造方法。
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