JP2022514019A - 脆性亀裂開始抵抗性に優れた構造用極厚物鋼材及びその製造方法 - Google Patents

脆性亀裂開始抵抗性に優れた構造用極厚物鋼材及びその製造方法 Download PDF

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Abstract

【課題】脆性亀裂開始抵抗性に優れた構造用極厚物鋼材及びその製造方法を提供する。【解決手段】本発明に係る脆性亀裂開始抵抗性に優れた構造用極厚物鋼材及びその製造方法は、重量％で、Ｃ：０．０３～０．０８％、Ｍｎ：１．６～２．２％、Ｎｉ：０．６～１．３％、Ｎｂ：０．００５～０．０３％、Ｔｉ：０．００５～０．０２％、Ｃｕ：０．１～０．４％、Ｐ：１００ｐｐｍ以下、Ｓ：４０ｐｐｍ以下、Ｈ：１．５ｐｐｍ以下、残部はＦｅ及びその他の不可避不純物からなり、微細組織は、アシキュラーフェライト及びグラニュラーベイナイトの合計が面積分率で８０％以上であり、鋼材の厚さ中心を基準に±１ｍｍの領域で単位面積１ｍｍ２当たり３０μｍ以上の大きさを有するクラックの総長さの合計が１３０μｍ以下であり、降伏強度が５００ＭＰａ以上であることを特徴とする。

Description

本発明は、脆性亀裂開始抵抗性に優れた構造用極厚物鋼材及びその製造方法に関するものである。
最近、国内外の船舶などの構造物の設計において、極厚物、高強度鋼材の開発が求められている。一方、構造物の設計時に高強度鋼を用いる場合には、構造物の軽量化による経済的利益とともに、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。
一般的に、高強度鋼を極厚物材で製造する場合は、総圧下率の低下に伴い、組織全体に十分な変形が行われないため、組織が粗大になり、強度確保のための急速冷却時に厚い厚さによって、表面部－中心部間の冷却速度の差が発生するようになり、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に困難がある。
特に、構造物の安定性を示す脆性亀裂開始抵抗性の場合には、従来は海洋構造物のみが保障される傾向にあったが、最近では、超大型船舶などの造船分野の主要構造物に対しても保証が要求されるケースが増加している。しかし、粗大な低温変態相が生成されたり、中心部に不均質な欠陥が存在する場合、脆性亀裂開始抵抗性が非常に低下する現象が発生するため、極厚物高強度鋼材の脆性亀裂開始抵抗性を向上させることが非常に困難な状況である。
また、脆性亀裂開始抵抗性の場合は、一般的に溶接部の物性を保証することに対する研究がメインで行われてきたが、最近では母材自体の脆性亀裂開始抵抗性に対する保証が増えている。しかし、極厚物材の生産時、多量の合金元素の添加及び圧下比の減少によって中心部に生成される欠陥を除去することが非常に難しく、このような残存欠陥によって母材自体の脆性亀裂開始抵抗性を保証することが非常に困難な状況であり、このような残存欠陥は、溶接部の脆性亀裂開始抵抗性も低下させるようになる。
従来の降伏強度５００ＭＰａ以上の極厚物高強度鋼材の場合には、溶接部の脆性亀裂開始抵抗性を向上させるために、特許文献１のようにＴｉＮを用いた溶接熱影響部の微細組織を微細化したり、特許文献２のように酸化物冶金（ｏｘｉｄｅ ｍｅｔａｌｌｕｒｇｙ）を利用して溶接熱影響部にフェライトを形成させたり、或いは、ＭＡ相を低減させるための低合金成分を設計して適用しようと努力したが、これは溶接部の脆性亀裂開始抵抗性の向上には、一部役に立つが、脆性亀裂開始抵抗性の低下に主な影響を与える残存欠陥に対する根本的な対策とは言えないため、新たなアプローチが必要な状況である。
特開２０１０－０９５７８１号公報 特開２００９－１３８２５５号公報
本発明の目的は、脆性亀裂開始抵抗性に優れた構造用極厚物鋼材及びその製造方法を提供することである。
本発明の脆性亀裂開始抵抗性に優れた構造用極厚物鋼材は、重量％で、Ｃ：０．０３～０．０８％、Ｍｎ：１．６～２．２％、Ｎｉ：０．６～１．３％、Ｎｂ：０．００５～０．０３％、Ｔｉ：０．００５～０．０２％、Ｃｕ：０．１～０．４％、Ｐ：１００ｐｐｍ以下、Ｓ：４０ｐｐｍ以下、Ｈ：１．５ｐｐｍ以下、残部はＦｅ及びその他の不可避不純物からなり、微細組織は、アシキュラーフェライト及びグラニュラーベイナイトの合計が面積分率で８０％以上であり、鋼材の厚さ中心を基準に±１ｍｍの領域で単位面積１ｍｍ２当たり３０μｍ以上の大きさを有するクラックの総長さの合計が１３０μｍ以下であり、降伏強度が５００ＭＰａ以上であることを特徴とする。
本発明の脆性亀裂開始抵抗性に優れた構造用極厚物鋼材の製造方法は、重量％で、Ｃ：０．０３～０．０８％、Ｍｎ：１．６～２．２％、Ｎｉ：０．６～１．３％、Ｎｂ：０．００５～０．０３％、Ｔｉ：０．００５～０．０２％、Ｃｕ：０．１～０．４％、Ｐ：１００ｐｐｍ以下、Ｓ：４０ｐｐｍ以下、Ｈ：１．５ｐｐｍ以下、残部はＦｅ及びその他の不可避不純物からなる溶鋼を用意する段階、上記溶鋼を連続鋳造して鋼スラブを得る段階、上記鋼スラブを１０００～１１５０℃の温度で再加熱する段階、上記再加熱された鋼スラブを９００～１１５０℃の温度で粗圧延する段階、上記粗圧延された鋼スラブを１／４ｔ（ｔ：鋼材厚さ）を基準にＡｒ３以上の温度で仕上げ圧延して熱延鋼材を得る段階、及び上記熱延鋼材を３℃／ｓ以上の冷却速度で３００～６００℃の温度まで冷却する段階を含み、上記溶鋼を用意する段階は、溶鋼を１５～４０分間ＲＨ精錬することを含むことを特徴とする。
本発明によると、鋼材の中心部の欠陥を効果的に低減させ、脆性亀裂開始抵抗性に優れた構造用極厚物鋼材及びその製造方法を提供することができる。
以下、本発明の一実施形態に係る脆性亀裂開始抵抗性に優れた構造用極厚物鋼材について説明する。まず、本発明の合金組成について説明する。但し、下記で説明される合金組成の単位は、特に断りのない限り、重量％を意味する。
Ｃ：０．０３～０．０８％
Ｃは、本発明において、基本的な強度を確保するため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。上記Ｃ含有量が０．０８％を超えると、母材及び溶接熱影響部に大量のＭＡ相及び低温変態相が生成され、靭性が低下し、０．０３％未満になると、強度の低下を招くため、上記Ｃ含有量は、０．０３～０．０８％の範囲を有することが好ましい。上記Ｃ含有量の下限は、０．０３５％であることがより好ましく、０．０３７％であることがさらに好ましく、０．０４％であることが最も好ましい。上記Ｃ含有量の上限は、０．０７５％であることがより好ましく、０．０７％であることがさらに好ましく、０．０６５％であることが最も好ましい。
Ｍｎ：１．６～２．２％
Ｍｎは、固溶強化により強度を向上させ、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るため、本発明が得ようとする５００ＭＰａ以上の降伏強度を満たすためには、１．６％以上添加される必要がある。しかし、２．２％を超える場合には、過度の硬化能の増加により、上部ベイナイト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開始抵抗性を大きく低下させるため、上記Ｍｎ含有量は、１．６～２．２％の範囲を有することが好ましい。上記Ｍｎ含有量の下限は、１．６５％であることがより好ましく、１．７％であることがさらに好ましく、１．８％であることが最も好ましい。上記Ｍｎ含有量の上限は、２．１５％であることがより好ましく、２．１％であることがさらに好ましく、２．０５％であることが最も好ましい。
Ｎｉ：０．６～１．３％
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及び硬化能を向上させて強度を向上させるために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開始抵抗性を向上させるためには、０．６％以上添加されることが好ましい。しかし、１．３％を超える場合には、硬化能が過度に上昇し、低温変態相が生成されるにつれ、靭性を低下させる問題があり、製造コストを上昇させる虞もある。したがって、上記Ｎｉ含有量は、０．６～１．３％の範囲を有することが好ましい。上記Ｎｉ含有量の下限は、０．６５％であることがより好ましく、０．７％であることがさらに好ましく、０．７５％であることが最も好ましい。上記Ｎｉ含有量の上限は、１．２５％であることがより好ましく、１．２％であることがさらに好ましく、１．１５％であることが最も好ましい。
Ｎｂ：０．００５～０．０３％
Ｎｂは、ＮｂＣまたはＮｂＣＮの形態で析出し、母材の強度を向上させる。また、高温で再加熱時に固溶されるＮｂは、圧延時にＮｂＣの形態で非常に微細に析出されて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効果がある。上記効果のためには、Ｎｂが０．００５％以上添加されることが好ましいが、０．０３％を超える場合には、鋼材の端部に脆性クラックを引き起こし、母材に多量のＭＡ相を生成させて脆性亀裂開始抵抗性を低下させることができる。したがって、上記Ｎｂ含有量は、０．００５～０．０３％の範囲を有することが好ましい。上記Ｎｂ含有量の下限は、０．００８％であることがより好ましく、０．０１％であることがさらに好ましく、０．０１２％であることが最も好ましい。上記Ｎｂ含有量の上限は、０．０２７％であることがより好ましく、０．０２５％であることがさらに好ましく、０．０２３％であることが最も好ましい。
Ｔｉ：０．００５～０．０２％
Ｔｉは、再加熱時にＴｉＮに析出して母材及び溶接熱影響部の結晶粒の成長を抑制し、低温靭性を大きく向上させる。上記効果を確保するためには、０．００５％以上添加されることが好ましい。しかし、０．０２％を超えて添加される場合には、連鋳ノズルの目詰まりや中心部の晶出による低温靭性の減少が誘発されることがある。したがって、上記Ｔｉ含有量は、０．００５～０．０２％の範囲を有することが好ましい。上記Ｔｉ含有量の下限は、０．００７％であることがより好ましく、０．０８％であることがさらに好ましく、０．０１％であることが最も好ましい。上記Ｔｉ含有量の上限は、０．０１８％であることがより好ましく、０．０１６％であることがさらに好ましく、０．０１４％であることが最も好ましい。
Ｃｕ：０．１～０．４％
Ｃｕは、硬化能を向上させて固溶強化を起こし、鋼材の強度を向上させるために主要な元素であり、鋼材に焼戻しを適用する場合は、イプシロンＣｕ析出物の生成を介して降伏強度を上げるために主要な元素であるため、０．１％以上添加されることが好ましい。しかし、０．４％を超える場合には、製鋼工程で高温脆性（ｈｏｔ ｓｈｏｒｔｎｅｓｓ）によるスラブの割れを発生させることがあるため、上記Ｃｕ含有量は、０．１～０．４％の範囲を有することが好ましい。上記Ｃｕ含有量の下限は、０．１２％であることがより好ましく、０．１５％であることがさらに好ましく、０．１８％であることが最も好ましい。上記Ｃｕ含有量の上限は、０．３８％であることがより好ましく、０．３５％であることがさらに好ましく、０．３２％であることが最も好ましい。
Ｐ：１００ｐｐｍ以下
Ｐは、結晶粒界に脆性を誘発したり、粗大な介在物を形成させて脆性を誘発したりする元素であって、脆性亀裂伝播抵抗性を向上させるために、１００ｐｐｍ以下に制御することが好ましい。上記Ｐ含有量は、９０ｐｐｍ以下であることがより好ましく、８０ｐｐｍ以下であることがさらに好ましく、６０ｐｐｍ以下であることが最も好ましい。
Ｓ：４０ｐｐｍ以下
Ｓは、Ｐと同様に結晶粒界に脆性を誘発したり、粗大な介在物を形成させて脆性を誘発したりする元素であって、脆性亀裂伝播抵抗性を向上させるために、４０ｐｐｍ以下に制御することが好ましい。上記Ｓ含有量は、３０ｐｐｍ以下であることがより好ましく、２０ｐｐｍ以下であることがさらに好ましく、１０ｐｐｍ以下であることが最も好ましい。
Ｈ：１．５ｐｐｍ以下
Ｈは、多量存在する場合は、冷却終了後に介在物などに集積されてＨＩＣ（Ｈｙｄｒｏｇｅｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｃｒａｃｋｉｎｇ）を誘発し、微細クラックを生成させる元素であって、脆性亀裂開始抵抗性を向上させるためには、１．５ｐｐｍ以下に制御することが好ましい。上記Ｈ含有量は、１．３ｐｐｍ以下であることがより好ましく、１．１ｐｐｍ以下であることがさらに好ましく、０．９ｐｐｍ以下であることが最も好ましい。
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、原料や周囲環境から意図されない不純物が不可避に混入することがあるため、これを排除することはできない。これらの不純物は、通常の製造過程の技術者であれば、誰でも分かるものであるため、そのすべての内容を特に本明細書に記載しない。
本発明の極厚物鋼材は、微細組織がアシキュラーフェライト及びグラニュラーベイナイトの合計が面積分率で８０％以上であることが好ましい。このように、本発明では、アシキュラーフェライトとグラニュラーベイナイトの混合組織を主組織として含むことにより、高強度を確保するとともに、アシキュラーフェライトが先に核生成されるようにすることで、ベイナイト相の粒度粗大化を防止するようにして高い靭性を同時に確保することができる。上記アシキュラーフェライト及びグラニュラーベイナイトの合計が８０面積％未満の場合には、上記効果が十分に得られない。したがって、上記アシキュラーフェライト及びグラニュラーベイナイトの合計は８０面積％以上であることが好ましく、８５面積％以上であることがより好ましく、９０面積％以上であることがさらに好ましく、９５面積％以上であることが最も好ましい。一方、本発明の極厚物鋼材の残部微細組織は、上部ベイナイト、島状マルテンサイト（ＭＡ）及び擬似パーライトのうち１種以上であることができる。本発明では、上記残部微細組織が少なく形成されるほど好ましい。ここで、擬似パーライトとは、ラメラ構造が壊れて微細な大きさを有するパーライト組織を意味する。
本発明の極厚物鋼材は、厚さ中心を基準に±１ｍｍの領域で単位面積１ｍｍ２当たり３０μｍ以上の大きさを有するクラックの総長さの合計が１３０μｍ以下であることが好ましい。このように鋼材の中心部に生成される欠陥を抑制することにより、母材の脆性亀裂開始抵抗性を向上させることができる。上記クラックの総長さの合計は、１１０μｍ以下であることがより好ましく、１００μｍ以下であることがさらに好ましく、９０μｍ以下であることが最も好ましい。
本発明が提供する極厚物鋼材は、降伏強度が５００ＭＰａ以上であることができる。また、－１０℃での母材ＣＴＯＤ平均値が０．４ｍｍ以上であり、中心部の衝撃遷移温度が－４０度以下であることができる。本発明の極厚物鋼材は、上記のように優れた降伏強度及び脆性亀裂開始抵抗性を確保することで構造用鋼材として好ましく用いることができる。
以下、本発明の一実施形態に係る脆性亀裂開始抵抗性に優れた構造用極厚物鋼材の製造方法について説明する。
まず、上述した合金組成を有する溶鋼を用意する。上記溶鋼を用意する際には、溶鋼を１５分以上ＲＨ精錬することで、Ｈ含有量を１．５ｐｐｍ以下に制御することができる。上記ＲＨ精錬時間が１５分未満の場合には、Ｈを十分に低減させ難く、脆性亀裂開始抵抗性を向上させることが困難である。一方、４０分を超える場合には、Ｈ低減効果に比べて経済的・費用的の側面から不利な欠点がある。したがって、上記ＲＨ精錬時間は１５～４０分であることが好ましい。上記ＲＨ精錬時間の下限は、１８分であることがより好ましく、２０分であることがさらに好ましく、２５分であることが最も好ましい。上記ＲＨ精錬時間の上限は、３８分であることがより好ましく、３６分であることがさらに好ましく、３４分であることが最も好ましい。
以後、上記溶鋼を連続鋳造して鋼スラブを得る。上記連続鋳造は、当該技術分野で通常的に利用されるすべての方法を適用することができる。
上記鋼スラブを１０００～１１５０℃の温度で再加熱する。上記再加熱温度は１０００℃以上であることが好ましいが、これは鋳造中に形成されたＴｉ及び／またはＮｂの炭窒化物を固溶させるためである。但し、過度に高い温度で再加熱する場合には、オーステナイトが粗大になる虞があるため、上記再加熱温度は１１５０℃以下であることがよい。したがって、上記再加熱温度は１０００～１１５０℃であることが好ましい。上記再加熱温度の下限は、１０１０℃であることがより好ましく、１０３０℃であることがさらに好ましく、１０５０℃であることが最も好ましい。上記再加熱温度の上限は、１１２０℃であることがより好ましく、１１００℃であることがさらに好ましく、１０８０℃であることが最も好ましい。
上記再加熱された鋼スラブを９００～１１５０℃の温度で粗圧延する。上記粗圧延は、鋼スラブの形状を調整するためのものであり、併せて、上記粗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の破壊とともに粗大なオーステナイトの再結晶を介して粒度を小さくする効果も得ることができる。このためには、上記粗圧延温度がオーステナイトの再結晶が停止する温度（Ｔｎｒ）以上、すなわち、９００℃以上であることが好ましい。一方、上記粗圧延温度が１１５０℃以上である場合には、オーステナイトが粗大になる虞がある。したがって、上記粗圧延温度は９００～１１５０℃であることが好ましい。上記粗圧延温度の下限は９２０℃であることがより好ましく、９３０℃であることがさらに好ましく、９４０℃であることが最も好ましい。上記粗圧延温度の上限は、１１００℃であることがより好ましく、１０８０℃であることがさらに好ましく、１０６０℃であることが最も好ましい。
一方、十分な再結晶を起こして組織を微細化するために、上記粗圧延時の総累積圧下率を３０％以上に制御することが好ましい。上記粗圧延時の総累積圧下率は４０％以上であることがより好ましく、４５％以上であることがさらに好ましく、５０％以上であることが最も好ましい。
上記粗圧延された鋼スラブを１／４ｔ（ｔ：鋼材厚さ）を基準にＡｒ３（フェライト生成温度）以上の温度で仕上げ圧延して熱延鋼材を得る。上記仕上げ圧延は、上記粗圧延された鋼スラブのオーステナイト組織を変形オーステナイト組織に変えて、内部に電位を導入するためのものである。上記仕上げ圧延温度がＡｒ３未満の場合には、厚さ方向に微細組織の全体に空冷フェライトが多量生成されて５００ＭＰａ以上の降伏強度を確保することが困難であることがある。したがって、上記仕上げ圧延温度はＡｒ３以上であることが好ましい。上記仕上げ圧延温度はＡｒ３＋２０℃以上であることがより好ましく、Ａｒ３＋４０℃以上であることがさらに好ましく、Ａｒ３＋６０℃以上であることが最も好ましい。
一方、中心部の微細組織を微細化して脆性亀裂開始抵抗性を向上させるためには、上記仕上げ圧延時の総累積圧下率を４０％以上に制御することが好ましい。上記仕上げ圧延時の総累積圧下率は４５％以上であることがより好ましく、５０％以上であることがさらに好ましく、５３％以上であることが最も好ましい。
上記熱延鋼材を３℃／ｓ以上の冷却速度で３００～６００℃の温度まで冷却する。上記冷却時の冷却速度が３℃／ｓ未満であるか、冷却終了温度が６００℃を超える場合には、微細組織が軟化することによって降伏強度が５００ＭＰａ以下になることがある。一方、冷却終了温度が３００℃未満の場合には、冷却終了後のＨが外部に抜け出すことが難しくなるため、中心部の微細クラックを誘発する可能性が高い。より詳細には、Ｈの固溶度が高いオーステナイト組織が冷却によってＨの固溶度が低いアシキュラーフェライト及びグラニュラーベイナイトなどの微細組織に変態し、このとき、上記Ｈは鋼材の外部に抜け出すようになる。しかし、冷却終了温度が３００℃未満の場合には、Ｈが鋼材の外部に抜け出す時間が十分でななくなり、鋼材の内部に残存するようになる。このように、残存するようになるＨは、クラックの開始点として作用するようになるため、上記冷却終了温度は３００℃以上であることが好ましい。上記冷却速度は３．１℃／ｓ以上であることがより好ましく、３．５℃／ｓ以上であることがさらに好ましく、３．７℃／ｓ以上であることが最も好ましい。上記冷却終了温度の下限は、３２０℃であることがより好ましく、３４０℃であることがさらに好ましく、３６０℃であることが最も好ましい。上記冷却終了温度の上限は、５６０℃であることがより好ましく、５３０℃であることがさらに好ましく、５００℃であることが最も好ましい。
以下、実施例を挙げて本発明をより詳細に説明する。但し、下記実施例は、本発明を例示して、より詳細に説明するためのものにすぎず、本発明の権利範囲を限定するためのものではない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ためである。
（実施例）
下記表１のＲＨ精錬時間の間、溶鋼を精錬して下記表１の合金組成を有する溶鋼を用意した後、上記溶鋼を連続鋳造して４００ｍｍ厚さの鋼スラブを製造した。上記鋼スラブを１０８０℃の温度で再加熱した後、１０３０℃の温度で粗圧延を実施して２００ｍｍ厚さのバーを製造した。上記粗圧延時の累積圧下率は５０％で適用した。上記粗圧延後、７００～８５０℃で仕上げ圧延して下記表２の厚さを有する熱延鋼材を得た後、下記表２の条件で冷却した。
このように製造された鋼材に対して微細組織、降伏強度、中心部の衝撃遷移温度を測定した後、その結果を表２に示した。また、鋼材に対して全厚さＣＴＯＤ試験を－１０℃で実施し、その結果を表２に示した。さらに、鋼材の厚さ中心を基準に±１ｍｍの領域で鋼材の長さ方向に各２０枚ずつ光学撮影した後、１ｍｍ２当たり３０μｍ以上の長さを有するクラックの総長さを計算した後、その結果を下記表に示した。
Figure 2022514019000001
Figure 2022514019000002
本発明で提案する合金組成及び製造条件を満たす発明例１～５の場合は、鋼材の中心部の微細組織を８０％以上のアシキュラーフェライト及びグラニュラーベイナイトの混合相に確保することができ、鋼材の厚さ中心を基準に±１ｍｍの領域で単位面積１ｍｍ２当たり３０μｍ以上の大きさを有するクラックの総長さの合計が１３０μｍ以下であることが分かる。これにより、５００ＭＰａ以上の降伏強度、０．４ｍｍ以上の母材ＣＴＯＤ平均値及び－４０℃以下の中心部の衝撃遷移温度を確保していることが分かる。
比較例１の場合、本発明で提示する合金組成は満たすものの、冷却終了温度が本発明の範囲を超えることによって、降伏強度が５００ＭＰａ以下であることが分かる。
比較例２の場合、本発明で提示する合金組成は満たすものの、冷却終了温度が本発明の範囲よりも低く、Ｈが十分に拡散して外に抜け出せず、中心部のクラック長さが１３０μｍを超えるようになって、中心部の衝撃遷移温度が－４０℃を超え、脆性亀裂開始抵抗性を示す－１０℃でのＣＴＯＤ試験で０．４ｍｍ未満の値を有することが分かる。
比較例３の場合、本発明で提示するＣの範囲よりも高い値を有することで、過度な硬化能のために大量の上部ベイナイト組織が形成され、これにより、中心部の衝撃遷移温度が－４０℃を超えることが分かる。
比較例４の場合、本発明で提示するＭｎの範囲よりも高い値を有することで、過度な硬化能のために大量の上部ベイナイト組織が形成され、これにより、中心部の衝撃遷移温度が－４０℃を超え、中心部の偏析帯に微細クラックが多量に発生して－１０℃でのＣＴＯＤ試験で０．４ｍｍ未満の値を有することが分かる。
比較例５の場合、本発明で提示するＣ及びＭｎの範囲よりも低い値を有することで、硬化能が不足して大量のポリゴナルフェライト及びパーライト組織が形成され、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の場合、本発明で提示するＮｉ及びＣｕの範囲よりも高い値を有することで、過度な硬化能のために大量の上部ベイナイト組織が形成され、これにより、中心部の衝撃遷移温度が－４０℃を超え、中心部の偏析帯に微細クラックが多量に発生して－１０℃でのＣＴＯＤ試験で０．４ｍｍ未満の値を有することが分かる。
比較例７の場合、本発明で提示するＴｉ及びＮｂの範囲よりも高い値を有することで、過度な析出物の生成及び硬化能の上昇により大量の上部ベイナイト組織が形成され、これにより、中心部の衝撃遷移温度が－４０℃を超えることが分かる。
比較例８及び９の場合、精錬時間が十分でないことにより、本発明で提示するＨの範囲よりも高い値を有することで、中心部に大量の微細クラックが生成され、これにより、－１０℃でのＣＴＯＤ試験で０．４ｍｍ未満の値を有することが分かり、特に、比較例９の場合には、中心部の衝撃遷移温度が－４０℃を超えることが分かる。

Claims (6)

  1. 重量％で、Ｃ：０．０３～０．０８％、Ｍｎ：１．６～２．２％、Ｎｉ：０．６～１．３％、Ｎｂ：０．００５～０．０３％、Ｔｉ：０．００５～０．０２％、Ｃｕ：０．１～０．４％、Ｐ：１００ｐｐｍ以下、Ｓ：４０ｐｐｍ以下、Ｈ：１．５ｐｐｍ以下、残部はＦｅ及びその他の不可避不純物からなり、
    微細組織は、アシキュラーフェライト及びグラニュラーベイナイトの合計が面積分率で８０％以上であり、
    鋼材の厚さ中心を基準に±１ｍｍの領域で単位面積１ｍｍ２当たり３０μｍ以上の大きさを有するクラックの総長さの合計が１３０μｍ以下であり、
    降伏強度が５００ＭＰａ以上であることを特徴とする脆性亀裂開始抵抗性に優れた構造用極厚物鋼材。
  2. 前記微細組織の残部組織は、上部ベイナイト、島状マルテンサイト（ＭＡ）及び擬似パーライトのうち１種以上であることを特徴とする請求項１に記載の脆性亀裂開始抵抗性に優れた構造用極厚物鋼材。
  3. 前記鋼材は－１０℃で母材ＣＴＯＤ平均値が０．４ｍｍ以上であり、中心部の衝撃遷移温度が－４０度以下であることを特徴とする請求項１に記載の脆性亀裂開始抵抗性に優れた構造用極厚物鋼材。
  4. 重量％で、Ｃ：０．０３～０．０８％、Ｍｎ：１．６～２．２％、Ｎｉ：０．６～１．３％、Ｎｂ：０．００５～０．０３％、Ｔｉ：０．００５～０．０２％、Ｃｕ：０．１～０．４％、Ｐ：１００ｐｐｍ以下、Ｓ：４０ｐｐｍ以下、Ｈ：１．５ｐｐｍ以下、残部はＦｅ及びその他の不可避不純物からなる溶鋼を用意する段階、
    前記溶鋼を連続鋳造して鋼スラブを得る段階、
    前記鋼スラブを１０００～１１５０℃の温度で再加熱する段階、
    前記再加熱された鋼スラブを９００～１１５０℃の温度で粗圧延する段階、
    前記粗圧延された鋼スラブを１／４ｔ（ｔ：鋼材厚さ）を基準にＡｒ３以上の温度で仕上げ圧延して熱延鋼材を得る段階、及び
    前記熱延鋼材を３℃／ｓ以上の冷却速度で３００～６００℃の温度まで冷却する段階を含み、
    前記溶鋼を用意する段階は、溶鋼を１５～４０分間ＲＨ精錬することを含むことを特徴とする脆性亀裂開始抵抗性に優れた構造用極厚物鋼材の製造方法。
  5. 前記粗圧延時の総累積圧下率は３０％以上であることを特徴とする請求項４に記載の脆性亀裂開始抵抗性に優れた構造用極厚物鋼材の製造方法。
  6. 前記仕上げ圧延時の総累積圧下率は４０％以上であることを特徴とする請求項４に記載の脆性亀裂開始抵抗性に優れた構造用極厚物鋼材の製造方法。
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