JP2023540044A - 表面部ｎｒｌ－ｄｗｔ物性に優れた極厚物構造用鋼材及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】高価の合金元素を含まない、かつ、合金成分を制御することによって極厚物鋼材の表面部の微細クラックを抑制して、ＮＲＬ－ＤＷＴ物性に優れた極厚物構造用鋼材及びその製造方法を提供する。【解決手段】本発明は、表面部ＮＲＬ－ＤＷＴ物性に優れた極厚物構造用鋼材及びその製造方法に関し、詳細には、重量％で、Ｃ：０．０５～０．０９％、Ｓｉ：０．１～０．４％、Ａｌ：０．０１～０．０５％、Ｍｎ：１．８～２．０％、Ｎｉ：０．３～０．７％、Ｎｂ：０．０１５～０．０４０％、Ｔｉ：０．００５～０．０２％、Ｃｕ：０．０５％以下（０％を除く）を含み、その他はＦｅ及び不可避不純物からなり、表面部～表面部直下５ｍｍまでの領域において、１ｍｍ２の面積当たり長さが５０μｍ以上の微細クラックが０．１個以下であることを特徴とする。【選択図】 なし
Description
本発明は、表面部ＮＲＬ－ＤＷＴ物性に優れた極厚物構造用鋼材及びその製造方法に係り、より詳しくは、合金成分を制御することによって極厚物鋼材の表面部の微細クラックを抑制した表面部ＮＲＬ－ＤＷＴ物性に優れた極厚物構造用鋼材及びその製造方法に関する。
最近、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要求されている。
構造物の設計に際して高強度鋼を用いる場合、構造物の形態の軽量化による経済的利得を得ると共に、板厚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。
通常、高強度鋼の場合、極厚物材を製造する際に総圧下率の低下に伴い、組織全般に変形が十分に行われないため、微細組織が粗大になる。
また、強度を確保するため急速な冷却に際して、極厚物材の厚い厚さにより表面部と中心部との間の冷却速度差が発生するようになる。
これにより、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、極厚物材は、靭性を確保することが難しくなる。
特に、構造物の安定性を示す脆性亀裂伝播抵抗性の場合、船舶などの主要構造物に適用する際に保証を要求する事例が増えつつある。
構造物の設計に際して高強度鋼を用いる場合、構造物の形態の軽量化による経済的利得を得ると共に、板厚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。
通常、高強度鋼の場合、極厚物材を製造する際に総圧下率の低下に伴い、組織全般に変形が十分に行われないため、微細組織が粗大になる。
また、強度を確保するため急速な冷却に際して、極厚物材の厚い厚さにより表面部と中心部との間の冷却速度差が発生するようになる。
これにより、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、極厚物材は、靭性を確保することが難しくなる。
特に、構造物の安定性を示す脆性亀裂伝播抵抗性の場合、船舶などの主要構造物に適用する際に保証を要求する事例が増えつつある。
極厚物材の場合、前記表面部と中心部との間の冷却速度差に起因した靭性低下により、前記脆性亀裂伝播抵抗性の保証が大変困難である。
実際、多くの船級協会及び鉄鋼メーカーでは、脆性亀裂伝播抵抗性を保証するために、実際に脆性亀裂伝播抵抗性を正確に評価することのできる大型引張試験を実施している。
しかし、大型引張試験の場合、試験を実施するため多大な費用がかかることから、量産に適用する際に保証することが難しい状況である。
これら不都合を改善するために最近は、大型引張試験に代替し得る小型代替試験に対する研究が継続して行われている。
前記小型代替試験のうち最も有力な試験としては、ＡＳＴＭ Ｅ２０８－０６規格の表面部ＮＲＬ－ＤＷＴ（Ｎａｖａｌ Ｒｅｓｅａｒｃｈ Ｌａｂｏｒａｔｏｒｙ－Ｄｒｏｐ Ｗｅｉｇｈｔ Ｔｅｓｔ）試験が挙げられ、多くの船級協会及び鉄鋼メーカーで採用している状況である。
実際、多くの船級協会及び鉄鋼メーカーでは、脆性亀裂伝播抵抗性を保証するために、実際に脆性亀裂伝播抵抗性を正確に評価することのできる大型引張試験を実施している。
しかし、大型引張試験の場合、試験を実施するため多大な費用がかかることから、量産に適用する際に保証することが難しい状況である。
これら不都合を改善するために最近は、大型引張試験に代替し得る小型代替試験に対する研究が継続して行われている。
前記小型代替試験のうち最も有力な試験としては、ＡＳＴＭ Ｅ２０８－０６規格の表面部ＮＲＬ－ＤＷＴ（Ｎａｖａｌ Ｒｅｓｅａｒｃｈ Ｌａｂｏｒａｔｏｒｙ－Ｄｒｏｐ Ｗｅｉｇｈｔ Ｔｅｓｔ）試験が挙げられ、多くの船級協会及び鉄鋼メーカーで採用している状況である。
表面部ＮＲＬ－ＤＷＴ試験は、既存の研究に基づいて、表面部の微細組織を制御する場合、脆性亀裂伝播に際してクラックの伝播速度を遅らせて、脆性亀裂伝播抵抗性を向上させるという研究結果に基づいて採用されている。
しかしながら、前記表面部ＮＲＬ－ＤＷＴ試験は、試片の表面から鋼材を採取するとき、面取り（ｃｈａｍｆｅｒ）を行わずに、板そのままでの表面を使用する。
仮に脆性亀裂を引き起こしやすい表面部クラック（ｃｒａｃｋ）が試片内に存在する場合、前記ＮＲＬ－ＤＷＴ試験の結果であるＮＤＴＴ（Ｎｉｌ－Ｄｕｃｔｉｌｉｔｙ Ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）値が悪くなりやすい結果を得ることになる。
よって、表面部クラックを抑制することのできる解決方案が必要な状況である。
しかしながら、前記表面部ＮＲＬ－ＤＷＴ試験は、試片の表面から鋼材を採取するとき、面取り（ｃｈａｍｆｅｒ）を行わずに、板そのままでの表面を使用する。
仮に脆性亀裂を引き起こしやすい表面部クラック（ｃｒａｃｋ）が試片内に存在する場合、前記ＮＲＬ－ＤＷＴ試験の結果であるＮＤＴＴ（Ｎｉｌ－Ｄｕｃｔｉｌｉｔｙ Ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）値が悪くなりやすい結果を得ることになる。
よって、表面部クラックを抑制することのできる解決方案が必要な状況である。
本発明は、上述した従来技術の問題点を解決することのできる表面部ＮＲＬ－ＤＷＴ物性に優れた極厚物鋼材及びその製造方法を提供することを目的とする。
具体的に本発明は、組成の側面で、高価の合金元素を含まない、かつ、合金成分を制御することによって極厚物鋼材の表面部の微細クラックを抑制して、ＮＲＬ－ＤＷＴ物性に優れた極厚物鋼材及びその製造方法を提供することを目的とする。
また、本発明は、圧延時、圧延温度と圧下量を制御することによって、表面部の微細クラックを抑制することで、表面部ＮＲＬ－ＤＷＴ物性に優れた極厚物鋼材及びその製造方法を提供することを目的とする。
具体的に本発明は、組成の側面で、高価の合金元素を含まない、かつ、合金成分を制御することによって極厚物鋼材の表面部の微細クラックを抑制して、ＮＲＬ－ＤＷＴ物性に優れた極厚物鋼材及びその製造方法を提供することを目的とする。
また、本発明は、圧延時、圧延温度と圧下量を制御することによって、表面部の微細クラックを抑制することで、表面部ＮＲＬ－ＤＷＴ物性に優れた極厚物鋼材及びその製造方法を提供することを目的とする。
また、本発明は、より具体的に、降伏強度が４６０ＭＰａ以上であり、厚さが８０ｍｍ以上１００ｍｍ以下であり、表面クラックを引き起こすＣｕ添加量を最小化することにより、板材の表面から直下５ｍｍまでの領域において、１ｍｍ２の面積当たり長さが５０μｍ以上の微細クラックが０．１個以下であり、ＡＳＴＭ Ｅ２０８規格に従うＮＲＬ－ＤＷＴ試験によるＮＤＴＴ（Ｎｉｌ－Ｄｕｃｔｉｌｉｔｙ Ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）値が－７０℃以下である、ＮＲＬ－ＤＷＴ物性に優れた極厚物構造用鋼材及びその製造方法を提供することを目的とする。
本発明の目的は、以上に言及した目的に制限されず、言及していない本発明の他の目的及び長所は、下記の説明によって理解することができ、本発明の実施例によってより明らかに理解することができる。また、本発明の目的及び長所は、特許請求の範囲に示した手段及びその組み合わせによって実現できることが分かりやすい。
本発明の目的は、以上に言及した目的に制限されず、言及していない本発明の他の目的及び長所は、下記の説明によって理解することができ、本発明の実施例によってより明らかに理解することができる。また、本発明の目的及び長所は、特許請求の範囲に示した手段及びその組み合わせによって実現できることが分かりやすい。
上記目的を達成するため本発明の極厚物構造用鋼材は、重量％で、Ｃ：０．０５～０．０９％、Ｓｉ：０．１～０．４％、Ａｌ：０．０１～０．０５％、Ｍｎ：１．８～２．０％、Ｎｉ：０．３～０．７％、Ｎｂ：０．０１５～０．０４０％、Ｔｉ：０．００５～０．０２％、Ｃｕ：０．０５％以下（０％を除く）を含み、その他Ｆｅ及び不可避不純物からなり、表面部～表面部直下５ｍｍまでの領域において、１ｍｍ２の面積当たり長さが５０μｍ以上の微細クラックが０．１個以下である微細組織を有することができる。
好ましくは、ＡＳＴＭ Ｅ２０８－０６規格の表面部ＮＲＬ－ＤＷＴ（Ｄｒｏｐ Ｗｅｉｇｈｔ Ｔｅｓｔ）試験によるＮＤＴＴ（Ｎｉｌ－Ｄｕｃｔｉｌｉｔｙ Ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）値が－７０℃以下であってもよい。
また、板厚は８０～１００ｍｍであり、降伏強度が４６０ＭＰａ以上であってもよい。
また、板厚は８０～１００ｍｍであり、降伏強度が４６０ＭＰａ以上であってもよい。
本発明の極厚物構造用鋼材の製造方法は、スラブの表面からｔ／４位置における温度７４０℃以下で仕上げ圧延する段階を含む製造方法であってもよい。
上記目的を達成するため具体化した本発明の極厚物構造用鋼材の製造方法は、重量％で、Ｃ：０．０５～０．０９％、Ｓｉ：０．１～０．４％、Ａｌ：０．０１～０．０５％、Ｍｎ：１．８～２．０％、Ｎｉ：０．３～０．７％、Ｎｂ：０．０１５～０．０４０％、Ｔｉ：０．００５～０．０２％、Ｃｕ：０．０５％以下（０％を除く）を含み、その他Ｆｅ及び不可避不純物からなるスラブを再加熱する段階、前記再加熱されたスラブを粗圧延した後、スラブの表面からｔ／４位置における温度７４０℃以下で仕上げ圧延する段階、前記仕上げ圧延された鋼材を冷却する段階を含むことができる。
好ましくは、前記スラブの再加熱温度は、１，０００～１，１２０℃であってもよく、
前記粗圧延温度は、９００～１，１００℃であってもよく、
前記仕上げ圧延時の累積圧下率は、５０％以上であってもよく、
前記冷却する段階における冷却速度は、３℃／ｓｅｃ以上であってもよく、
前記冷却する段階における冷却開始温度は、７２０℃以下であり、冷却終了温度は、５００℃以下であってもよい。
上記目的を達成するため具体化した本発明の極厚物構造用鋼材の製造方法は、重量％で、Ｃ：０．０５～０．０９％、Ｓｉ：０．１～０．４％、Ａｌ：０．０１～０．０５％、Ｍｎ：１．８～２．０％、Ｎｉ：０．３～０．７％、Ｎｂ：０．０１５～０．０４０％、Ｔｉ：０．００５～０．０２％、Ｃｕ：０．０５％以下（０％を除く）を含み、その他Ｆｅ及び不可避不純物からなるスラブを再加熱する段階、前記再加熱されたスラブを粗圧延した後、スラブの表面からｔ／４位置における温度７４０℃以下で仕上げ圧延する段階、前記仕上げ圧延された鋼材を冷却する段階を含むことができる。
好ましくは、前記スラブの再加熱温度は、１，０００～１，１２０℃であってもよく、
前記粗圧延温度は、９００～１，１００℃であってもよく、
前記仕上げ圧延時の累積圧下率は、５０％以上であってもよく、
前記冷却する段階における冷却速度は、３℃／ｓｅｃ以上であってもよく、
前記冷却する段階における冷却開始温度は、７２０℃以下であり、冷却終了温度は、５００℃以下であってもよい。
本発明によれば、高価の合金元素を過度に含まず、成分及び微細組織を制御することによって、表面部ＮＲＬ－ＤＷＴ物性に優れた極厚物鋼材を具現することができる。
また、成分及び組成範囲、仕上げ圧延温度及び累積圧下量を制御することによって、表面部及びｔ／４部のオーステナイト組織に変形量を極大化して、表面部～表面部直下５ｍｍまでの領域において、１ｍｍ２の面積当たり長さが５０μｍ以上の微細クラックが０．１個以下である、表面部ＮＲＬ－ＤＷＴ物性に優れた極厚物鋼材の製造方法を具現することができる。
さらに、極厚物鋼材の厚さである８０ｍｍ以上１００ｍｍ以下の厚さを有し、 かつ、降伏強度が４６０ＭＰａ以上であり、ＡＳＴＭ Ｅ２０８規格に従うＮＲＬ－ＤＷＴ試験によるＮＤＴＴ（Ｎｉｌ－Ｄｕｃｔｉｌｉｔｙ Ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）値が－７０℃以下である、ＮＲＬ－ＤＷＴ物性に優れた極厚物構造用鋼材及びその製造方法を具現することができる。
また、成分及び組成範囲、仕上げ圧延温度及び累積圧下量を制御することによって、表面部及びｔ／４部のオーステナイト組織に変形量を極大化して、表面部～表面部直下５ｍｍまでの領域において、１ｍｍ２の面積当たり長さが５０μｍ以上の微細クラックが０．１個以下である、表面部ＮＲＬ－ＤＷＴ物性に優れた極厚物鋼材の製造方法を具現することができる。
さらに、極厚物鋼材の厚さである８０ｍｍ以上１００ｍｍ以下の厚さを有し、 かつ、降伏強度が４６０ＭＰａ以上であり、ＡＳＴＭ Ｅ２０８規格に従うＮＲＬ－ＤＷＴ試験によるＮＤＴＴ（Ｎｉｌ－Ｄｕｃｔｉｌｉｔｙ Ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）値が－７０℃以下である、ＮＲＬ－ＤＷＴ物性に優れた極厚物構造用鋼材及びその製造方法を具現することができる。
上述した効果並びに本発明の具体的な効果は、以下の発明を実施するための形態を説明すると共に記述する。
以下、図面を参照して、本発明について、本発明の属する技術分野における通常の知識を有する者が容易に実施することができるように詳説する。本発明は、様々な相異する形態に具現することができ、ここで説明する実施例に限定されない。
本発明を明確に説明するために、説明と関係ない部分は省いており、全明細書における同一又は類似の構成要素については、同じ参照符号を付することとする。 また、本発明の一部の 実施例を例示図を参照して詳説する。各図面の構成要素に参照符号を付することにおいて、同じ構成要素については、たとえ他の図面上に表されても、できるだけ同じ符号を有することができる。また、本発明を説明するにあたり、関連する公知の構成又は機能に対する具体的な説明が本発明の要旨を曖昧にすると判断される場合には、その詳説を省略することができる。
本発明の構成要素を説明するにあたり、第１、第２、Ａ、Ｂ、（ａ）、（ｂ）等の用語を用いることができる。これらの用語は、その構成要素を他の構成要素と区別するためのものであり、その用語によって当該構成要素の本質、順番、順序、又は本数等が限定されない。ある構成要素が他の構成要素に「連結」、「結合」又は「接続」されると記載した場合、その構成要素は、その他の構成要素に直接連結されるかあるいは接続されてもよいが、各構成要素の間に他の構成要素が「介在」するか、各構成要素が他の構成要素を介して「連結」、「結合」又は「接続」されてもよいと理解しなければならない。
本発明を明確に説明するために、説明と関係ない部分は省いており、全明細書における同一又は類似の構成要素については、同じ参照符号を付することとする。 また、本発明の一部の 実施例を例示図を参照して詳説する。各図面の構成要素に参照符号を付することにおいて、同じ構成要素については、たとえ他の図面上に表されても、できるだけ同じ符号を有することができる。また、本発明を説明するにあたり、関連する公知の構成又は機能に対する具体的な説明が本発明の要旨を曖昧にすると判断される場合には、その詳説を省略することができる。
本発明の構成要素を説明するにあたり、第１、第２、Ａ、Ｂ、（ａ）、（ｂ）等の用語を用いることができる。これらの用語は、その構成要素を他の構成要素と区別するためのものであり、その用語によって当該構成要素の本質、順番、順序、又は本数等が限定されない。ある構成要素が他の構成要素に「連結」、「結合」又は「接続」されると記載した場合、その構成要素は、その他の構成要素に直接連結されるかあるいは接続されてもよいが、各構成要素の間に他の構成要素が「介在」するか、各構成要素が他の構成要素を介して「連結」、「結合」又は「接続」されてもよいと理解しなければならない。
本発明では、具体的に、降伏強度が４６０ＭＰａ以上であり、厚さが８０ｍｍ以上１００ｍｍ以下であり、表面クラックを引き起こすＣｕ添加量を最小化することにより、板材の表面から直下５ｍｍまでの領域において、１ｍｍ２の面積当たり長さが５０μｍ以上の微細クラックが０．１個以下であり、ＡＳＴＭ Ｅ２０８規格に従うＮＲＬ－ＤＷＴ試験によるＮＤＴＴ（Ｎｉｌ－Ｄｕｃｔｉｌｉｔｙ Ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）値が－７ ０℃以下である、ＮＲＬ－ＤＷＴ物性に優れた極厚物構造用鋼材及びその製造方法を説明する。
上記特性を満たすため本発明の極厚物構造用鋼材は、前記ＮＲＬ－ＤＷＴ物性に優れた特性を満たすために、具体的に次の合金元素を含むことができる。
後述する各成分の含量又は組成範囲は、別途言及しない限り、いずれも重量％を基準とすることを予め明らかにしておく。
上記特性を満たすため本発明の極厚物構造用鋼材は、前記ＮＲＬ－ＤＷＴ物性に優れた特性を満たすために、具体的に次の合金元素を含むことができる。
後述する各成分の含量又は組成範囲は、別途言及しない限り、いずれも重量％を基準とすることを予め明らかにしておく。
炭素（Ｃ）は、本発明の極厚物構造用鋼材における基本強度を確保するのに最も重要な元素であるため、制御される範囲内で鋼（又は鋼材）中に含有される必要がある。
本発明の鋼内における炭素は、重量％（以下、％とする）で、０．０５～０．０９％の範囲で含有される。
仮に炭素が、本発明の鋼内に０．０５％よりも少なく添加されると、鋼の強度低下を招き、目標とした強度を達成しにくくなる問題点を有する。
一方、炭素が、本発明の鋼内に０．０９％よりも多く添加されると、過度な炭素は、硬化能を向上させて、大量の島状マルテンサイト（ｍａｓｓｉｖｅ ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ）を生成し、低温変態相の生成を促進して、その結果、鋼の靭性を低下させる問題がある。
また、炭素が、本発明の鋼内に０．０９％よりも多く添加されると、表面クラックが発生しやすい亜包晶域（ｈｙｐｏ－ｐｅｒｉｔｅｃｔｉｃ ｒｅｇｉｏｎ）区間に進入させて、微細クラックが鋼材の表面に発生する可能性が高くなる問題がある。
本発明の鋼内における炭素は、重量％（以下、％とする）で、０．０５～０．０９％の範囲で含有される。
仮に炭素が、本発明の鋼内に０．０５％よりも少なく添加されると、鋼の強度低下を招き、目標とした強度を達成しにくくなる問題点を有する。
一方、炭素が、本発明の鋼内に０．０９％よりも多く添加されると、過度な炭素は、硬化能を向上させて、大量の島状マルテンサイト（ｍａｓｓｉｖｅ ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ）を生成し、低温変態相の生成を促進して、その結果、鋼の靭性を低下させる問題がある。
また、炭素が、本発明の鋼内に０．０９％よりも多く添加されると、表面クラックが発生しやすい亜包晶域（ｈｙｐｏ－ｐｅｒｉｔｅｃｔｉｃ ｒｅｇｉｏｎ）区間に進入させて、微細クラックが鋼材の表面に発生する可能性が高くなる問題がある。
シリコン（Ｓｉ）とアルミニウム（Ａｌ）は、製鋼及び連鋳工程の際、溶鋼内の溶存酸素をスラグ状に析出して脱酸作業を行うのに必須な合金元素であるため、制御される範囲内で鋼（又は鋼材）中に含有される必要がある。
特に、転炉を用いて鋼材を製造するとき、本発明の鋼内におけるシリコンは、重量％（以下、％とする）で、０．１～０．４％の範囲で、かつ、アルミニウムは、０．０１～０．０５％の範囲で含有される。
仮にシリコンとアルミニウムが、本発明の鋼内にそれぞれ０．１％と０．０１％よりも少なく添加されると、製鋼及び連鋳工程中、溶存酸素の析出量が不十分であり、脱酸効果を期待しにくくなる問題点を有する。
一方、シリコンとアルミニウムが、本発明の鋼内にそれぞれ０．４％と０．０５％よりも多く添加されると、過度なシリコンとアルミニウムは、粗大なＳｉ、Ａｌ複合酸化物を生成させるか、微細組織内に島状マルテンサイトを粗大に多量生成させ得る問題がある。
特に、転炉を用いて鋼材を製造するとき、本発明の鋼内におけるシリコンは、重量％（以下、％とする）で、０．１～０．４％の範囲で、かつ、アルミニウムは、０．０１～０．０５％の範囲で含有される。
仮にシリコンとアルミニウムが、本発明の鋼内にそれぞれ０．１％と０．０１％よりも少なく添加されると、製鋼及び連鋳工程中、溶存酸素の析出量が不十分であり、脱酸効果を期待しにくくなる問題点を有する。
一方、シリコンとアルミニウムが、本発明の鋼内にそれぞれ０．４％と０．０５％よりも多く添加されると、過度なシリコンとアルミニウムは、粗大なＳｉ、Ａｌ複合酸化物を生成させるか、微細組織内に島状マルテンサイトを粗大に多量生成させ得る問題がある。
マンガン（Ｍｎ）は、本発明の極厚物構造用鋼材における固溶強化によって強度を向上させ、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、制御される範囲内で鋼（又は鋼材）中に含有される必要がある。
本発明の鋼内におけるマンガンは、重量％（以下、％とする）で、１．８～２．０％の範囲で含有される。
仮にマンガンが、本発明の鋼内に１．８％よりも少なく添加されると、鋼の４６０ＭＰａ以上の降伏強度を満たしにくくなる問題点を有する。
一方、マンガンが、本発明の鋼内に２．０％よりも多く添加されると、過度なマンガンは、硬化能を過度に増加させ、これにより、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て、衝撃靭性及び表面部ＮＲＬ－ＤＷＴ物性を大きく低下させる問題がある。
本発明の鋼内におけるマンガンは、重量％（以下、％とする）で、１．８～２．０％の範囲で含有される。
仮にマンガンが、本発明の鋼内に１．８％よりも少なく添加されると、鋼の４６０ＭＰａ以上の降伏強度を満たしにくくなる問題点を有する。
一方、マンガンが、本発明の鋼内に２．０％よりも多く添加されると、過度なマンガンは、硬化能を過度に増加させ、これにより、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て、衝撃靭性及び表面部ＮＲＬ－ＤＷＴ物性を大きく低下させる問題がある。
ニッケル（Ｎｉ）は、本発明の極厚物構造用鋼材において、低温で転位の交差スリップ（ｃｒｏｓｓ ｓｌｉｐ）を容易にして衝撃靭性を向上させ、硬化能を向上させ、強度を向上させるのに重要な元素であるため、制御される範囲内で鋼（又は鋼材）中に含有される必要がある。
本発明の鋼内におけるニッケルは、重量％（以下、％とする）で、０．３～０．７％の範囲で含有される。
仮にニッケルが、本発明の鋼内に０．３％よりも少なく添加されると、４６０ＭＰａ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にくくなる問題点を有する。
一方、ニッケルが、本発明の鋼内に０．７％よりも多く添加されると、過度なニッケルは、硬化能を過度に上昇させて、低温変態相が生成され、靭性を低下させる問題があり、製造原価を過度に上昇させる問題がある。
本発明の鋼内におけるニッケルは、重量％（以下、％とする）で、０．３～０．７％の範囲で含有される。
仮にニッケルが、本発明の鋼内に０．３％よりも少なく添加されると、４６０ＭＰａ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にくくなる問題点を有する。
一方、ニッケルが、本発明の鋼内に０．７％よりも多く添加されると、過度なニッケルは、硬化能を過度に上昇させて、低温変態相が生成され、靭性を低下させる問題があり、製造原価を過度に上昇させる問題がある。
ニオビウム（Ｎｂ）は、本発明の極厚物構造用鋼材において、ＮｂＣ又はＮｂＣＮ状に析出して母材の強度を向上させ、また、高温で再加熱時に固溶された Ｎｂは、圧延時、ＮｂＣ状に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、組織を微細化する元素であるため、制御される範囲内で鋼（又は鋼材）中に含有される必要がある。
本発明の鋼内におけるニオビウムは、重量％（以下、％とする）で、０．０１５～０．０４％の範囲で含有される。
仮にニオビウムが、本発明の鋼内に０．０１５％よりも少なく添加されると、ＮｂＣ又はＮｂＣＮ状析出物の析出量が少なすぎて、微細組織の微細化と強度強化を期待しにくくなる問題点を有する。
一方、ニオビウムが、本発明の鋼内に０．０４％よりも多く添加されると、過度なニオビウムは、鋼材の角に脆性クラックを生じさせる可能性が高くなり、析出物が生成しすぎて靭性が低下し得る問題がある。
本発明の鋼内におけるニオビウムは、重量％（以下、％とする）で、０．０１５～０．０４％の範囲で含有される。
仮にニオビウムが、本発明の鋼内に０．０１５％よりも少なく添加されると、ＮｂＣ又はＮｂＣＮ状析出物の析出量が少なすぎて、微細組織の微細化と強度強化を期待しにくくなる問題点を有する。
一方、ニオビウムが、本発明の鋼内に０．０４％よりも多く添加されると、過度なニオビウムは、鋼材の角に脆性クラックを生じさせる可能性が高くなり、析出物が生成しすぎて靭性が低下し得る問題がある。
チタン（Ｔｉ）は、本発明の極厚物構造用鋼材において再加熱するとき、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て、低温靭性を大きく向上させる元素であるため、制御される範囲内で鋼（又は鋼材）中に含有される必要がある。
本発明の鋼内におけるチタンは、重量％（以下、％とする）で、０．００５～０．０２％の範囲で含有される。
仮にチタンが、本発明の鋼内に０．００５％よりも少なく添加されると、ＴｉＮ状析出物の析出量が少なすぎて、母材及び溶接熱影響部の結晶粒の微細化と靭性の向上を期待しにくくなる問題点を有する。
一方、チタンが、本発明の鋼内に０．０２％よりも多く添加されると、過度なチタンは、連鋳ノズルの詰まりや中心部晶出（ｐｒｉｍａｒｙ ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏｎ）による低温靭性を低下させる問題がある。
本発明の鋼内におけるチタンは、重量％（以下、％とする）で、０．００５～０．０２％の範囲で含有される。
仮にチタンが、本発明の鋼内に０．００５％よりも少なく添加されると、ＴｉＮ状析出物の析出量が少なすぎて、母材及び溶接熱影響部の結晶粒の微細化と靭性の向上を期待しにくくなる問題点を有する。
一方、チタンが、本発明の鋼内に０．０２％よりも多く添加されると、過度なチタンは、連鋳ノズルの詰まりや中心部晶出（ｐｒｉｍａｒｙ ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏｎ）による低温靭性を低下させる問題がある。
銅（Ｃｕ）は、本発明の極厚物構造用鋼材における硬化能を向上させ、高固溶強化を起こして鋼材の強度を向上させる主な元素であり、焼戻し（ｔｅｍｐｅｒｉｎｇ）を適用するとき、イプシロン（ε）Ｃｕ析出物の生成によって、降伏強度を上げるのに主な元素であるため、制御される範囲内で鋼（又は鋼材）中に含有される必要がある。
本発明の鋼内における銅は、重量％（以下、％とする）で、０．０５％以下の範囲で含有される。
仮に銅が、本発明の鋼内に０．０５％よりも多く添加されると、製鋼工程において高温脆性を引き起こすか、ｈｏｔ ｓｈｏｒｔｎｅｓｓによるスラブの亀裂を発生させ得る問題がある。
本発明の鋼内における銅は、重量％（以下、％とする）で、０．０５％以下の範囲で含有される。
仮に銅が、本発明の鋼内に０．０５％よりも多く添加されると、製鋼工程において高温脆性を引き起こすか、ｈｏｔ ｓｈｏｒｔｎｅｓｓによるスラブの亀裂を発生させ得る問題がある。
以下では、本発明の鋼材を製造する方法を説明する。
本発明の鋼材の製造方法は、スラブの再加熱－粗圧延－仕上げ圧延－冷却の過程を含むことができ、各過程別詳細な条件は、下記のとおりである。
以下の製造方法に関する説明において、別途説明がなければ、熱延鋼板（スラブ）の温度は、熱延鋼板（スラブ）の表面から板厚方向にｔ／４（ｔ：鋼板の厚さ）位置における温度を意味する。
また、水冷時、冷却速度の測定基準となる位置も、熱延鋼板（スラブ）の表面から板厚方向にｔ／４（ｔ：鋼板の厚さ）位置である。
本発明の鋼材の製造方法は、スラブの再加熱－粗圧延－仕上げ圧延－冷却の過程を含むことができ、各過程別詳細な条件は、下記のとおりである。
以下の製造方法に関する説明において、別途説明がなければ、熱延鋼板（スラブ）の温度は、熱延鋼板（スラブ）の表面から板厚方向にｔ／４（ｔ：鋼板の厚さ）位置における温度を意味する。
また、水冷時、冷却速度の測定基準となる位置も、熱延鋼板（スラブ）の表面から板厚方向にｔ／４（ｔ：鋼板の厚さ）位置である。
スラブの再加熱段階：１，０００～１，１２０℃
本発明の鋼材の製造方法において、スラブの再加熱段階は、オーステナイト結晶粒を粗大化しすぎることなく、鋳造過程中に形成されたＴｉ及び／又はＮｂの炭化物及び／又は炭窒化物を固溶させて、流動応力（ｆｌｏｗ ｓｔｒｅｓｓ）を低くし、後続熱間加工を容易にするための工程である。
本発明の鋼材の製造方法において、スラブの再加熱温度は、１，０００～１，１２０℃であってもよく、より好ましくは、１，０５０～１，１２０℃である。
仮にスラブの再加熱温度が１，０００℃未満である場合、鋳造中に形成されたＴｉ及び／又はＮｂ炭窒化物が十分に固溶されないおそれがある。
一方、再加熱温度が１，１２０℃を超える場合、再加熱温度で微細組織を形成しているオーステナイトが粗大化するおそれがある。
本発明の鋼材の製造方法において、スラブの再加熱段階は、オーステナイト結晶粒を粗大化しすぎることなく、鋳造過程中に形成されたＴｉ及び／又はＮｂの炭化物及び／又は炭窒化物を固溶させて、流動応力（ｆｌｏｗ ｓｔｒｅｓｓ）を低くし、後続熱間加工を容易にするための工程である。
本発明の鋼材の製造方法において、スラブの再加熱温度は、１，０００～１，１２０℃であってもよく、より好ましくは、１，０５０～１，１２０℃である。
仮にスラブの再加熱温度が１，０００℃未満である場合、鋳造中に形成されたＴｉ及び／又はＮｂ炭窒化物が十分に固溶されないおそれがある。
一方、再加熱温度が１，１２０℃を超える場合、再加熱温度で微細組織を形成しているオーステナイトが粗大化するおそれがある。
粗圧延段階：９００～１，１００℃
本発明の鋼材の製造方法において、粗圧延段階は、鋳造中に形成されたデンドライトなどの鋳造組織を破壊すると共に、粗大なオーステナイト再結晶を介して結晶粒の粒度を小さくするための工程である。
粗圧延過程中にオーステナイトの動的再結晶（ｄｙｎａｍｉｃ ｒｅｃｒｙｓｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎ）が起こらなければならないため、粗圧延温度は、オーステナイトの再結晶が止まる温度（Ｔｎｒ）以上が好ましい。
具体的に、本発明の鋼材の製造方法において、粗圧延温度は、９００～１，１００℃である。
仮に粗圧延温度が９００℃よりも低いと、粗圧延の間に動的再結晶が発生しにくくて、結晶粒の微細化が難しくなる問題がある。
一方、粗圧延温度が１，１００℃よりも高いと、粗圧延が開始する前に、スラブ内オーステナイト結晶粒が成長しすぎて、動的再結晶によっても結晶粒の微細化が効果的でなくなる問題がある。
一方、粗圧延によってスラブに再結晶を起こして、スラブの微細組織を微細化するためには、粗圧延過程中に再結晶を起こす変形量をスラブに十分に加えなければならない。
本発明の粗圧延工程における累積圧下率は、４０％以上が好ましい。
本発明の鋼材の製造方法において、粗圧延段階は、鋳造中に形成されたデンドライトなどの鋳造組織を破壊すると共に、粗大なオーステナイト再結晶を介して結晶粒の粒度を小さくするための工程である。
粗圧延過程中にオーステナイトの動的再結晶（ｄｙｎａｍｉｃ ｒｅｃｒｙｓｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎ）が起こらなければならないため、粗圧延温度は、オーステナイトの再結晶が止まる温度（Ｔｎｒ）以上が好ましい。
具体的に、本発明の鋼材の製造方法において、粗圧延温度は、９００～１，１００℃である。
仮に粗圧延温度が９００℃よりも低いと、粗圧延の間に動的再結晶が発生しにくくて、結晶粒の微細化が難しくなる問題がある。
一方、粗圧延温度が１，１００℃よりも高いと、粗圧延が開始する前に、スラブ内オーステナイト結晶粒が成長しすぎて、動的再結晶によっても結晶粒の微細化が効果的でなくなる問題がある。
一方、粗圧延によってスラブに再結晶を起こして、スラブの微細組織を微細化するためには、粗圧延過程中に再結晶を起こす変形量をスラブに十分に加えなければならない。
本発明の粗圧延工程における累積圧下率は、４０％以上が好ましい。
仕上げ圧延の仕上げ温度：７４０℃以下
本発明の鋼材の製造方法において、仕上げ圧延段階は、粗圧延された鋼板のオーステナイト微細組織に不均一な微細組織を導入するための工程である。
このとき、仕上げ圧延の仕上げパス（ｐａｓｓ）は、ｔ／４基準に、フェライト生成温度７４０℃以下で施すのが好ましい。
前記仕上げ圧延の仕上げ温度範囲は、ポリゴナルフェライト生成温度の周辺で圧延を施して、仕上げ圧延後、冷却途中に生成される相の粒度を微細にすることのできる温度範囲に設定された。
仮にｔ／４基準に、７４０℃よりも高い温度で仕上げ圧延の仕上げパスが行われる場合、微細組織が粗大化するにつれて強度及び靭性が低下する問題がある。
本発明の鋼材の製造方法において、仕上げ圧延段階は、粗圧延された鋼板のオーステナイト微細組織に不均一な微細組織を導入するための工程である。
このとき、仕上げ圧延の仕上げパス（ｐａｓｓ）は、ｔ／４基準に、フェライト生成温度７４０℃以下で施すのが好ましい。
前記仕上げ圧延の仕上げ温度範囲は、ポリゴナルフェライト生成温度の周辺で圧延を施して、仕上げ圧延後、冷却途中に生成される相の粒度を微細にすることのできる温度範囲に設定された。
仮にｔ／４基準に、７４０℃よりも高い温度で仕上げ圧延の仕上げパスが行われる場合、微細組織が粗大化するにつれて強度及び靭性が低下する問題がある。
本発明の仕上げ圧延工程における累積圧下率は、微細組織を最大限に形成するために、少なくとも５０％以上が好ましい。
圧延後の冷却段階：７２０℃以下で、３℃／ｓ以上の冷却速度で冷却した後、５００℃以下で冷却終了
本発明の鋼材の製造方法において、仕上げ圧延された鋼板は、７２０℃以下の温度から５００℃以下の温度まで、３℃／ｓ以上の冷却速度で冷却するのが好ましい。
仮に冷却開始温度が７２０℃を超えて行われる場合、表面部に軟質相（ｓｏｆｔ ｐｈａｓｅ）であるポリゴナルフェライト（ｐｏｌｙｇｏｎａｌ ｆｅｒｒｉｔｅ）の生成が促進されなくて、ＮＤＴＴ温度が－７０℃以上になり得る問題がある。
仮に冷却速度が３℃／ｓよりも低いか、あるいは冷却終了温度が５００℃を超えて行われる場合、冷却過程中の相変態によって鋼板に形成される微細組織が適宜形成されなくなり、最終降伏強度が４６０ＭＰａ以下になる可能性がある。
圧延後の冷却段階：７２０℃以下で、３℃／ｓ以上の冷却速度で冷却した後、５００℃以下で冷却終了
本発明の鋼材の製造方法において、仕上げ圧延された鋼板は、７２０℃以下の温度から５００℃以下の温度まで、３℃／ｓ以上の冷却速度で冷却するのが好ましい。
仮に冷却開始温度が７２０℃を超えて行われる場合、表面部に軟質相（ｓｏｆｔ ｐｈａｓｅ）であるポリゴナルフェライト（ｐｏｌｙｇｏｎａｌ ｆｅｒｒｉｔｅ）の生成が促進されなくて、ＮＤＴＴ温度が－７０℃以上になり得る問題がある。
仮に冷却速度が３℃／ｓよりも低いか、あるいは冷却終了温度が５００℃を超えて行われる場合、冷却過程中の相変態によって鋼板に形成される微細組織が適宜形成されなくなり、最終降伏強度が４６０ＭＰａ以下になる可能性がある。
上記本発明の鋼材の製造方法を総合すれば、次のとおりである。
重量％で、Ｃ：０．０５～０．０９％、Ｓｉ：０．１～０．４％、Ａｌ：０．０１～０．０５％、Ｍｎ：１．８～２．０％、Ｎｉ：０．３～０．７％、Ｎｂ：０．０１５～０．０４０％、Ｔｉ：０．００５～０．０２％、Ｃｕ：０．０５％以下（０％を除く）を含み、その他がＦｅ及び不可避不純物からなるスラブを１，０００～１，１２０℃の温度で再加熱した後、９００～１，１００℃の温度で粗圧延する段階、前記圧延されたバー（Ｂａｒ）を空冷する段階、及び空冷終了後、仕上げ圧延を施した後、１／４ｔ基準に７４０℃以下で仕上げ圧延する段階、全体圧延が仕上げられた後、３℃／ｓ以上の冷却速度で、５００℃以下の温度まで冷却する段階を経て、本発明の表面部ＮＲＬ－ＤＷＴ物性に優れた構造用極厚物鋼材が製造されてもよい。
重量％で、Ｃ：０．０５～０．０９％、Ｓｉ：０．１～０．４％、Ａｌ：０．０１～０．０５％、Ｍｎ：１．８～２．０％、Ｎｉ：０．３～０．７％、Ｎｂ：０．０１５～０．０４０％、Ｔｉ：０．００５～０．０２％、Ｃｕ：０．０５％以下（０％を除く）を含み、その他がＦｅ及び不可避不純物からなるスラブを１，０００～１，１２０℃の温度で再加熱した後、９００～１，１００℃の温度で粗圧延する段階、前記圧延されたバー（Ｂａｒ）を空冷する段階、及び空冷終了後、仕上げ圧延を施した後、１／４ｔ基準に７４０℃以下で仕上げ圧延する段階、全体圧延が仕上げられた後、３℃／ｓ以上の冷却速度で、５００℃以下の温度まで冷却する段階を経て、本発明の表面部ＮＲＬ－ＤＷＴ物性に優れた構造用極厚物鋼材が製造されてもよい。
このとき、前記極厚物鋼材は、表面クラックを生じさせるＣｕ添加量が最小化することにより、板材の表面から表面部直下５ｍｍまでの領域において、１ｍｍ２の面積当たり長さが５０μｍ以上の微細クラックを０．１個以下に有することができる。
よって、発明の前記極厚物鋼材の上記のような微細組織と厚さは、前記鋼材の成分及び組成範囲と共に、前記製造方法の技術的特徴が制御された結合によってのみ具現することができる。
これによって、本発明では、降伏強度が４６０ＭＰａ以上であり、ＡＳＴＭ Ｅ２０８規格に従うＮＲＬ－ＤＷＴ試験によるＮＤＴＴ（Ｎｉｌ－Ｄｕｃｔｉｌｉｔｙ Ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）値が－７０℃以下である、ＮＲＬ－ＤＷＴ物性に優れた極厚物構造用鋼材を確保することができる。
よって、発明の前記極厚物鋼材の上記のような微細組織と厚さは、前記鋼材の成分及び組成範囲と共に、前記製造方法の技術的特徴が制御された結合によってのみ具現することができる。
これによって、本発明では、降伏強度が４６０ＭＰａ以上であり、ＡＳＴＭ Ｅ２０８規格に従うＮＲＬ－ＤＷＴ試験によるＮＤＴＴ（Ｎｉｌ－Ｄｕｃｔｉｌｉｔｙ Ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）値が－７０℃以下である、ＮＲＬ－ＤＷＴ物性に優れた極厚物構造用鋼材を確保することができる。
以下、実施例によって、本発明をより具体的に説明する。ただし、下記の実施例は、本発明を例示によって説明するためであり、本発明の権利範囲を制限するためのものではない点に留意すべきである。本発明の権利範囲は、特許請求の範囲に記載した事項と、これから合理的に類推される事項によって定められるからである。
本発明で対象としている製造方法により、表１に記載の組成を有している鋼スラブを選択して、再加熱、圧延及び冷却を施した。
具体的に、下記の表１の組成を有する厚さ４００ｍｍの鋼スラブを、１，０５０～１，０７０℃の温度で再加熱した後、１０３０℃以下の温度で粗圧延を開始した後、連続して粗圧延を施した後、９３０℃以上で粗圧延を完了して、バーを製造した。
前記粗圧延後、表２に示す累積圧下率で仕上げ圧延を施して、表２の厚さを有する鋼板を得た後、３．４～５．３℃／ｓｅｃの冷却速度で、４８０～３９０℃範囲の温度まで冷却した。
具体的に、下記の表１の組成を有する厚さ４００ｍｍの鋼スラブを、１，０５０～１，０７０℃の温度で再加熱した後、１０３０℃以下の温度で粗圧延を開始した後、連続して粗圧延を施した後、９３０℃以上で粗圧延を完了して、バーを製造した。
前記粗圧延後、表２に示す累積圧下率で仕上げ圧延を施して、表２の厚さを有する鋼板を得た後、３．４～５．３℃／ｓｅｃの冷却速度で、４８０～３９０℃範囲の温度まで冷却した。
表１で開示の鋼材について、本発明の一実施例による製造方法によって製造された鋼材と、本発明の一実施例による製造方法を外れた条件を適用して製造された鋼材の引張特性を評価した結果と、製造された鋼板の表面部クラックを分析した結果及び降伏強度は、表２に整理している。
クラックは、鋼板の表面直下５ｍｍの領域において、１ｍｍ＊１ｍｍ大きさの面積で、２０個以上の相異する位置を観察した後、５０μｍ以上のクラック数を測定した平均値から導出した。
また、製造された鋼板に対して、ＡＳＴＭ Ｅ２０８規格に従うＮＲＬ－ＤＷＴ試験によるＮＤＴＴ（Ｎｉｌ－Ｄｕｃｔｉｌｉｔｙ Ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）を測定し、その結果は、表２に整理している。
クラックは、鋼板の表面直下５ｍｍの領域において、１ｍｍ＊１ｍｍ大きさの面積で、２０個以上の相異する位置を観察した後、５０μｍ以上のクラック数を測定した平均値から導出した。
また、製造された鋼板に対して、ＡＳＴＭ Ｅ２０８規格に従うＮＲＬ－ＤＷＴ試験によるＮＤＴＴ（Ｎｉｌ－Ｄｕｃｔｉｌｉｔｙ Ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）を測定し、その結果は、表２に整理している。
比較例１の場合、たとえ成分及び組成範囲は、本発明の一実施例による極厚物鋼材の条件を満たしても、本発明の一実施例で提示する仕上げ圧延の仕上げ温度以上で製造されることによって、空冷中に表面部にフェライトが十分に生成されておらず、ＮＤＴＴが－７０℃以上であると測定た。
比較例２及び３の場合、本発明の一実施例による極厚物鋼材で提示するＣｕ組成範囲の上限よりも高い量が添加された。
これによって、高いＣｕ含量により、比較例２及び３は、広い領域の高温脆性領域が生じて、Ｈｏｔ ｓｈｏｒｔｎｅｓｓ発生可能性が高くなり、スラブの製造工程中にスラブの表面直下に微細クラックが多量発生した。
上記発生した微細クラックが圧延中に長く延伸することによって、比較例２及び３は、５０μｍ以上であるクラックが、０．１個／ｍｍ２以上に鋼材の表面直下部分に生成されており、これにより、ＮＤＴＴが－７０℃以上であると測定された。
比較例２及び３の場合、本発明の一実施例による極厚物鋼材で提示するＣｕ組成範囲の上限よりも高い量が添加された。
これによって、高いＣｕ含量により、比較例２及び３は、広い領域の高温脆性領域が生じて、Ｈｏｔ ｓｈｏｒｔｎｅｓｓ発生可能性が高くなり、スラブの製造工程中にスラブの表面直下に微細クラックが多量発生した。
上記発生した微細クラックが圧延中に長く延伸することによって、比較例２及び３は、５０μｍ以上であるクラックが、０．１個／ｍｍ２以上に鋼材の表面直下部分に生成されており、これにより、ＮＤＴＴが－７０℃以上であると測定された。
比較例４の場合、本発明の一実施例による極厚物鋼材で提示するＣ組成範囲の上限よりも高い量が添加された。
これによって、高いＣ含量により、比較例４も、広い領域の高温脆性領域が生じており、スラブ製造工程中にスラブの表面直下に微細クラックが多量発生した。
上記発生した微細クラックが、圧延中に長く延伸することによって、比較例４も、５０μｍ以上のクラックが０．１個／ｍｍ２以上に鋼材の表面直下部分に生成されており、これにより、ＮＤＴＴが－７０℃以上であると測定された。
比較例５の場合、本発明の一実施例による極厚物鋼材で提示するＭｎ組成範囲の上限よりも高い量が添加された。
これによって、高いＭｎ含量により、比較例５は、広い領域の高温脆性領域が生じており、スラブの製造工程中にスラブの表面直下に微細クラックが多量発生した。
上記発生した微細クラックが、圧延中に長く延伸することによって、比較例５は、５０μｍ以上のクラックが０．１個／ｍｍ２以上に鋼材の表面直下部分に生成されており、これにより、ＮＤＴＴが－７０℃以上であると測定された。
これによって、高いＣ含量により、比較例４も、広い領域の高温脆性領域が生じており、スラブ製造工程中にスラブの表面直下に微細クラックが多量発生した。
上記発生した微細クラックが、圧延中に長く延伸することによって、比較例４も、５０μｍ以上のクラックが０．１個／ｍｍ２以上に鋼材の表面直下部分に生成されており、これにより、ＮＤＴＴが－７０℃以上であると測定された。
比較例５の場合、本発明の一実施例による極厚物鋼材で提示するＭｎ組成範囲の上限よりも高い量が添加された。
これによって、高いＭｎ含量により、比較例５は、広い領域の高温脆性領域が生じており、スラブの製造工程中にスラブの表面直下に微細クラックが多量発生した。
上記発生した微細クラックが、圧延中に長く延伸することによって、比較例５は、５０μｍ以上のクラックが０．１個／ｍｍ２以上に鋼材の表面直下部分に生成されており、これにより、ＮＤＴＴが－７０℃以上であると測定された。
比較例６の場合、本発明の一実施例による極厚物鋼材で提示するＣとＭｎ組成範囲の下限よりも低い量が添加された。
これによって、低い硬化能により、比較例６は、本発明で提示する降伏強度４６０ＭＰａを満たさないと測定された。
比較例７の場合、本発明の一実施例による極厚物鋼材で提示するＮｉ組成範囲の下限よりも低い量が添加された。
これによって、低いＮｉ含有量による靭性低下により、比較例７は、ＮＤＴＴが－７０℃以上であると測定された。
これによって、低い硬化能により、比較例６は、本発明で提示する降伏強度４６０ＭＰａを満たさないと測定された。
比較例７の場合、本発明の一実施例による極厚物鋼材で提示するＮｉ組成範囲の下限よりも低い量が添加された。
これによって、低いＮｉ含有量による靭性低下により、比較例７は、ＮＤＴＴが－７０℃以上であると測定された。
比較例８の場合、本発明の一実施例による極厚物鋼材で提示するＴｉ及びＮｂ 組成範囲の上限よりも高い量が添加された。
これによって、高いＴｉ及びＮｂ含量により、比較例８は、広い領域の高温脆性領域が生じており、スラブの製造工程中にスラブの表面直下に微細クラックが多量発生した。
上記発生した微細クラックが、圧延中に長く延伸することによって、比較例８は、５０μｍ以上のクラックが０．１個／ｍｍ２以上に鋼材の表面直下部分に生成されている。
また、比較例８は、過度な析出物による強度の上昇に伴い、高強度組織が表面部に多量生成されることによって、ＮＤＴＴが－７０℃以上であると測定された。
これに反して、上記結果から分かるように、本発明で提示した成分範囲を満たし、７４０℃以下の温度で仕上げ圧延して製造された発明例１～４の場合、表面部～表面部直下５ｍｍまでの領域において、１ｍｍ２当たり長さが５０μｍ以上の微細クラックが０．１個以下であり、降伏強度が４６０ＭＰａ以上であり、ＡＳＴＭ Ｅ２０８規格に従うＮＲＬ－ＤＷＴ試験によるＮＤＴＴ（Ｎｉｌ－Ｄｕｃｔｉｌｉｔｙ Ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）値が－７０℃以下であると測定された。
これによって、高いＴｉ及びＮｂ含量により、比較例８は、広い領域の高温脆性領域が生じており、スラブの製造工程中にスラブの表面直下に微細クラックが多量発生した。
上記発生した微細クラックが、圧延中に長く延伸することによって、比較例８は、５０μｍ以上のクラックが０．１個／ｍｍ２以上に鋼材の表面直下部分に生成されている。
また、比較例８は、過度な析出物による強度の上昇に伴い、高強度組織が表面部に多量生成されることによって、ＮＤＴＴが－７０℃以上であると測定された。
これに反して、上記結果から分かるように、本発明で提示した成分範囲を満たし、７４０℃以下の温度で仕上げ圧延して製造された発明例１～４の場合、表面部～表面部直下５ｍｍまでの領域において、１ｍｍ２当たり長さが５０μｍ以上の微細クラックが０．１個以下であり、降伏強度が４６０ＭＰａ以上であり、ＡＳＴＭ Ｅ２０８規格に従うＮＲＬ－ＤＷＴ試験によるＮＤＴＴ（Ｎｉｌ－Ｄｕｃｔｉｌｉｔｙ Ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）値が－７０℃以下であると測定された。
以上のように、本発明について例示した実施例を参照して説明したが、本発明は、本明細書で開示の実施例と図面によって限定されるものではなく、本発明の技術思想の範囲内における通常の技術者によって様々な変形が行われることは自明である。さらに、本発明の実施例を前述しながら本発明の構成による作用・効果を明示的に記載して説明しなかったとしても、当該構成によって予測可能な効果も認めるべきであることは当然である。
銅（Ｃｕ）は、本発明の構造用鋼材における硬化能を向上させ、固溶強化を起こして鋼材の強度を向上させる主な元素であり、焼戻し（ｔｅｍｐｅｒｉｎｇ）を適用するとき、イプシロン（ε）Ｃｕ析出物の生成によって、降伏強度を上げるのに主な元素であるため、制御される範囲内で鋼（又は鋼材）中に含有される必要がある。
本発明の鋼内における銅は、重量％（以下、％とする）で、０．０５％以下の範囲で含有される。
仮に銅が、本発明の鋼内に０．０５％よりも多く添加されると、製鋼工程において高温脆性を引き起こすか、ｈｏｔ ｓｈｏｒｔｎｅｓｓによるスラブの亀裂を発生させ得る問題がある。
本発明の鋼内における銅は、重量％（以下、％とする）で、０．０５％以下の範囲で含有される。
仮に銅が、本発明の鋼内に０．０５％よりも多く添加されると、製鋼工程において高温脆性を引き起こすか、ｈｏｔ ｓｈｏｒｔｎｅｓｓによるスラブの亀裂を発生させ得る問題がある。
比較例１の場合、たとえ成分及び組成範囲は、本発明の一実施例による構造用極厚物鋼材の条件を満たしても、本発明の一実施例で提示する仕上げ圧延の仕上げ温度以上で製造されることによって、空冷中に表面部にフェライトが十分に生成されておらず、ＮＤＴＴが－７０℃以上であると測定された。
比較例２及び３の場合、本発明の一実施例による極厚物鋼材で提示するＣｕ組成範囲の上限よりも多くの量が添加された。
これによって、高いＣｕ含量により、比較例２及び３は、広い領域の高温脆性領域が生じて、Ｈｏｔ ｓｈｏｒｔｎｅｓｓ発生可能性が高くなり、スラブの製造工程中にスラブの表面直下に微細クラックが多量発生した。
上記発生した微細クラックが圧延中に長く延伸することによって、比較例２及び３は、５０μｍ以上であるクラックが、０．１個／ｍｍ２以上に鋼材の表面直下部分に生成されており、これにより、ＮＤＴＴが－７０℃以上であると測定された。
比較例２及び３の場合、本発明の一実施例による極厚物鋼材で提示するＣｕ組成範囲の上限よりも多くの量が添加された。
これによって、高いＣｕ含量により、比較例２及び３は、広い領域の高温脆性領域が生じて、Ｈｏｔ ｓｈｏｒｔｎｅｓｓ発生可能性が高くなり、スラブの製造工程中にスラブの表面直下に微細クラックが多量発生した。
上記発生した微細クラックが圧延中に長く延伸することによって、比較例２及び３は、５０μｍ以上であるクラックが、０．１個／ｍｍ２以上に鋼材の表面直下部分に生成されており、これにより、ＮＤＴＴが－７０℃以上であると測定された。
Claims (9)
- 重量％で、Ｃ：０．０５～０．０９％、Ｓｉ：０．１～０．４％、Ａｌ：０．０１～０．０５％、Ｍｎ：１．８～２．０％、Ｎｉ：０．３～０．７％、Ｎｂ：０．０１５～０．０４０％、Ｔｉ：０．００５～０．０２％、Ｃｕ：０．０５％以下（０％を除く）を含み、その他はＦｅ及び不可避不純物からなり、
表面部～表面部直下５ｍｍまでの領域において、１ｍｍ２の面積当たり長さが５０μｍ以上の微細クラックが０．１個以下であることを特徴とする極厚物構造用鋼材。 - ＡＳＴＭ Ｅ２０８－０６規格の表面部ＮＲＬ－ＤＷＴ（Ｄｒｏｐ Ｗｅｉｇｈｔ Ｔｅｓｔ）試験によるＮＤＴＴ（Ｎｉｌ－Ｄｕｃｔｉｌｉｔｙ Ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）値が－７０℃以下であることを特徴とする請求項１に記載の極厚物構造用鋼材。
- 板厚は、８０～１００ｍｍであり、降伏強度が４６０ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１に記載の極厚物高強度鋼材。
- 重量％で、Ｃ：０．０５～０．０９％、Ｓｉ：０．１～０．４％、Ａｌ：０．０１～０．０５％、Ｍｎ：１．８～２．０％、Ｎｉ：０．３～０．７％、Ｎｂ：０．０１５～０．０４０％、Ｔｉ：０．００５～０．０２％、Ｃｕ：０．０５％以下（０％を除く）を含み、その他がＦｅ及び不可避不純物からなるスラブを再加熱する段階、前記再加熱されたスラブを粗圧延した後、表面からｔ／４位置における温度７４０℃以下で仕上げ圧延する段階、
前記仕上げ圧延された鋼材を冷却する段階、
を含むことを特徴とする極厚物高強度鋼材の製造方法。 - 前記スラブの再加熱温度は、１，０００～１，１２０℃であることを特徴とする請求項４に記載の極厚物高強度鋼材の製造方法。
- 前記粗圧延温度は、９００～１，１００℃であることを特徴とする請求項４に記載の極厚物高強度鋼材の製造方法。
- 前記仕上げ圧延段階における累積圧下率は、５０％以上であることを特徴とする請求項４に記載の極厚物高強度鋼材の製造方法。
- 前記冷却する段階における冷却速度は、３℃／ｓｅｃ以上であることを特徴とする請求項４に記載の極厚物高強度鋼材の製造方法。
- 前記冷却する段階における冷却開始温度は、７２０℃以下であり、冷却終了温度は、５００℃以下であることを特徴とする請求項８に記載の極厚物高強度鋼材の製造方法。
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