JP2024500851A - 低温衝撃靭性に優れた極厚物鋼材及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】鋼板の厚さが大きい場合にも長時間ＰＷＨＴ後の低温衝撃靭性に優れた極厚物鋼材及びその製造方法を提供する。【解決手段】重量％で、Ｃ：０．１０～０．２５％、Ｓｉ：０．０５～０．５０％、Ｍｎ：１．０～２．０％、Ａｌ：０．００５～０．１％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００１５％以下、Ｎｂ：０．００１～０．０３％、Ｖ：０．００１～０．０３％、Ｔｉ：０．００１～０．０３％、Ｃｒ：０．０１～０．２０％、Ｍｏ：０．０１～０．１５％、Ｃｕ：０．０１～０．５０％、Ｎｉ：０．０５～０．５０％、Ｃａ：０．０００５～０．００４０％、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、ｔ／４～ｔ／２の範囲の中心部微細組織は面積％で、３５～４０％のフェライト及び残部ベイナイト複合組織からなり、ベイナイトパケットサイズが１０μｍ以下であり、中心部の空隙率が０．１ｍｍ３／ｇ以下であり、表面クラックの深さが０．５ｍｍ以下であり、中心部の断面硬度が２００ＨＢ以下である。【選択図】なし

Description

本発明は、極厚物鋼材及びその製造方法に関するものであって、低温衝撃靭性に優れた極厚物鋼材及びその製造方法に関する。

最近、原油の精製及び貯蔵用設備の大型化及び大容量貯蔵により、これらに用いられる鋼材の厚物化に対する要求が絶えず増大しており、特に寒冷環境での使用増大によって低温衝撃靭性を保証する温度が徐々に低くなっている。

大型構造物を製造するにあたり、鋼材の耐外部健全性（Ｓｏｕｎｄｎｅｓｓ）を向上させるために非金属介在物、偏析及び内部空隙などの鋼材の欠陥（Ｄｅｆｅｃｔ）を極限に制御する傾向にある。さらに、母材だけでなく、溶接後の熱影響部の構造的な安定性を確保するために炭素当量（Ｃｅｑ）を下げることが求められる。

特に厚さが１００ｍｍを超過する極厚物材の場合、薄物材と比較したとき圧延圧下比が高くないため、連鋳又は鋳造時、発生する未凝固収縮孔が粗圧延過程で十分に圧着されず、製品中心部に残留空隙の形態で残るようになる。このような残留空隙は、衝撃時に構造物においてクラックの開始点として作用し、最終的には、低温衝撃靭性の低下により設備全体に破損を起こすことがある。したがって、圧延前段階で残留空隙が残らないように中心空隙を十分に圧着する工程が必要である。

これに関して、特許文献１は厚板粗圧延工程における強圧下技術に該当するものであり、圧延機の設計許容値（荷重及びトルク）に近づくように設定されたパス別の強圧下率から厚さ別の板噛みが発生する厚さ別の限界圧下率を決定する技術、粗圧延機の目標厚さを確保するためにパス別の厚さ比の指数を調整して圧下率を分配する技術、そして厚さ別の限界圧下率に基づいて板噛みが発生しないように圧下率を修正する技術を活用したもので、８０ｍｍ基準の粗圧延の最終３パスにおける平均圧下率を２７．５％で印加することができる製造方法を提供する。しかしながら、上記圧延方法の場合、製品厚さ全体の平均圧下率を測定したものであり、残留空隙が存在する最大厚さ２５０ｍｍの極厚物材の中心部まで高変形を印加させにくいという欠点がある。

一方、鋼材の厚さが厚くなるほど、溶接後の熱処理（ＰＷＨＴ）温度または時間が増大する。ＰＷＨＴは、溶接部の残留応力を除去することで構造物の変形を防止し、形状及び寸法安定性を確保する方案である。通常、ＰＷＨＴは構造物全体を対象として行われるが、局部的に進行しても溶接部以外の母材も熱源に晒されるため、母材の物性劣化を引き起こすことがある。これにより、極厚物材の場合、高温かつ長時間のＰＷＨＴ熱処理後、母材品質が劣化することがあり、製造される圧力容器の設備寿命の低下を引き起こすことがある。このようなＰＷＨＴ時に、ベイナイト、マルテンサイト、島状マルテンサイト（ＭＡ）などの硬相（Ｈａｒｄ Ｐｈａｓｅ）からなる高強度圧力容器用鋼材の場合、母材は炭素の再拡散、転位回復、結晶粒成長（ベイナイトまたはマルテンサイトの界面移動）及び炭化物の成長、析出などの一連の過程を経て強度が低下するだけでなく、延性－脆性遷移温度（ＤＢＴＴ）も増大する傾向を示す。

高温かつ長時間のＰＷＨＴによる物性劣化を防止するための手段として、第一に、Ｃｅｑが高くても硬化能を増大させることができる合金元素の添加量を高めて、熱処理後にも焼戻し（Ｔｅｍｐｅｒｅｄ）した低温相分率を増大させて強度が低下する量を減らす方法がある。第二に、ＱＴ（Ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ－Ｔｅｍｐｅｒｉｎｇ）鋼の微細組織をフェライト及びベイナイトからなる２相組織または上記組織に加えて一定のマルテンサイトを含む３相組織を実現しながら、熱処理後の組織及び転位密度の変化がないフェライトの基地相強度を増大させるために、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｓｉ、Ｃなどの固溶強化効果のある元素の含有量を増加させる方法がある。

しかしながら、上記２つの方法のいずれもＣｅｑの増大により溶接熱影響部（ＨＡＺ、Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ）の靭性が低下する可能性が大きく、固溶強化の元素添加によって製造原価が上昇するという欠点がある。

また他の方法として、希土類元素を活用した析出強化方法があり、特定成分範囲及び適用温度条件下では効果的な方法である。これに関連する特許文献２では、重量％で、Ｃ：０．０５～０．２０％、Ｓｉ：０．０２～０．５％、Ｍｎ：０．２～２．０％、Ａｌ：０．００５～０．１０％、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、必要に応じてＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂ、Ｃａ、希土類元素のうち１種または２種以上をさらに含むスラブを加熱及び熱間圧延した後、室温に空冷し、Ａｃ１～Ａｃ３変態点で加熱した後に徐冷する工程により、ＰＷＨＴ保証時間を１６時間まで可能にすることができると開示している。

しかしながら、上記技術により得られるＰＷＨＴ保証時間は、鋼材の厚物化及び溶接部条件が厳しい場合、非常に不足し、それ以上に長時間、ＰＷＨＴを適用することは不可能であるという問題点がある。

韓国公開特許第１０－２０１２－００７５２４６号公報 特開平９－２５６０３７号公報

本発明の一側面によると、鋼板の厚さが大きい場合にも、長時間ＰＷＨＴ後の低温衝撃靭性に優れた極厚物鋼材及びその製造方法を提供する。

本発明の課題は、上述した内容に限定されない。通常の技術者であれば、本明細書の全体的な内容から本発明のさらなる課題を理解するのに何ら困難がない。

本発明の一側面は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．１０～０．２５％、シリコン（Ｓｉ）：０．０５～０．５０％、マンガン（Ｍｎ）：１．０～２．０％、アルミニウム（Ａｌ）：０．００５～０．１％、リン（Ｐ）：０．０１０％以下、硫黄（Ｓ）：０．００１５％以下、ニオブ（Ｎｂ）：０．００１～０．０３％、バナジウム（Ｖ）：０．００１～０．０３％、チタン（Ｔｉ）：０．００１～０．０３％、（Ｃｒ）：０．０１～０．２０％、モリブデン（Ｍｏ）：０．０１～０．１５％、銅（Ｃｕ）：０．０１～０．５０％、ニッケル（Ｎｉ）：０．０５～０．５０％、カルシウム（Ｃａ）：０．０００５～０．００４０％、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、
ｔ／４～ｔ／２の範囲の中心部（ここで、ｔは鋼板の厚さを意味する）微細組織は面積％で、３５～４０％のフェライト及び残部ベイナイト複合組織からなり、ベイナイトパケットサイズが１０μｍ以下であり、中心部の空隙率が０．１ｍｍ^３／ｇ以下であり、
表面クラックの深さが０．５ｍｍ以下であり、
中心部の断面硬度が２００ＨＢ以下の鋼材を提供することができる。

上記鋼材の旧オーステナイト結晶粒の平均サイズは２０μｍ以下であることができる。

上記鋼材の厚さは１３３～２５０ｍｍであることができる。

上記鋼材は、ＰＷＨＴ後の引張強度が４５０～６５０ＭＰａであり、－６０℃で中心部の低温衝撃靭性が８０Ｊ以上であることができる。

本発明の他の一側面は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．１０～０．２５％、シリコン（Ｓｉ）：０．０５～０．５０％、マンガン（Ｍｎ）：１．０～２．０％、アルミニウム（Ａｌ）：０．００５～０．１％、リン（Ｐ）：０．０１０％以下、硫黄（Ｓ）：０．００１５％以下、ニオブ（Ｎｂ）：０．００１～０．０３％、バナジウム（Ｖ）：０．００１～０．０３％、チタン（Ｔｉ）：０．００１～０．０３％、クロム（Ｃｒ）：０．０１～０．２０％、モリブデン（Ｍｏ）：０．０１～０．１５％、銅（Ｃｕ）：０．０１～０．５０％、ニッケル（Ｎｉ）：０．０５～０．５０％、カルシウム（Ｃａ）：０．０００５～０．００４０％、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる厚さ６５０～７５０ｍｍの鋼スラブを１１００～１３００℃の温度範囲で１次加熱した後、３～１５％の累積圧下量及び１～４／ｓの変形速度で１次鍛造加工して１次中間材を得る段階；
上記１次中間材を１０００～１５００℃の温度範囲で２次加熱した後、３～３０％の累積圧下量及び１～４／ｓの変形速度で２次鍛造加工して２次中間材を得る段階；
上記２次中間材を１０００～１２００℃の温度範囲で加熱する３次加熱段階；
上記３次加熱された２次中間材を９００～１１００℃の仕上げ熱間圧延温度に熱間圧延して熱延材を得る段階；
上記熱延材を冷却する段階；
上記冷却された熱延材を８２０～９００℃の温度範囲で加熱して１０～４０分維持した後、５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却するクェンチングする段階；及び
上記クェンチングされた鋼材を６００～６８０℃で１０～４０分維持する焼戻し段階を含む鋼材の製造方法を提供することができる。

上記冷却する段階は、上記熱延材をＢｓ＋２０～Ａｒ１＋２０℃の温度範囲まで３℃／ｓ以上の冷却速度で冷却することであることができる。

上記熱延材を冷却終了温度まで冷却した後、常温まで空冷する段階をさらに含むことができる。

上記１次中間材の厚さは４５０～５５０ｍｍであることができる。

上記２次中間材の厚さは３００～３４０ｍｍであることができる。

上記熱延材の厚さは１３３～２５０ｍｍであることができる。

本発明の一側面によると、鋼板の厚さが大きい場合にも、長時間ＰＷＨＴ後の低温衝撃靭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ができる。

本発明の他の一側面によると、石油化学製造設備、貯蔵タンクなどに用いられることができる鋼材及びその製造方法を提供することができる。

以下では、本発明の好ましい実施例を説明する。本発明の実施例は、様々な形態に変形することができ、本発明の範囲が以下で説明される実施例に限定されるものと解釈されてはいけない。本実施例は、当該発明が属する技術分野における通常の技術者に本発明をさらに詳細に説明するために提供されるものである。

以下、本発明について詳細に説明する。

以下では、本発明の鋼組成について詳細に説明する。

本発明において特にことわりのない限り、各元素の含有量を表す％及びｐｐｍは重量を基準とする。

本発明の一側面に係る鋼材は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．１０～０．２５％、シリコン（Ｓｉ）：０．０５～０．５０％、マンガン（Ｍｎ）：１．０～２．０％、アルミニウム（Ａｌ）：０．００５～０．１％、リン（Ｐ）：０．０１０％以下、硫黄（Ｓ）：０．００１５％以下、ニオブ（Ｎｂ）：０．００１～０．０３％、バナジウム（Ｖ）：０．００１～０．０３％、チタン（Ｔｉ）：０．００１～０．０３％、クロム（Ｃｒ）：０．０１～０．２０％、モリブデン（Ｍｏ）：０．０１～０．１５％、銅（Ｃｕ）：０．０１～０．５０％、ニッケル（Ｎｉ）：０．０５～０．５０％、カルシウム（Ｃａ）：０．０００５～０．００４０％、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなることができる。

炭素（Ｃ）：０．１０～０．２５％
炭素（Ｃ）は、鋼材の強度を確保するの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する必要があり、このような添加効果を得るためには０．１０％以上が添加されなければならない。一方、その含有量が一定レベルを超過すると、クェンチング時にマルテンサイト分率が増大して、母材強度及び硬度が過度に上昇することがあり、これにより鍛造加工中に表面クラックが発生し、最終製品における低温衝撃靭性の特性が低下する可能性があるため、上限を０．２５％に制限する。

したがって、炭素（Ｃ）の含有量は０．１０～０．２５％であることができ、より好ましい上限は０．２０％であることができる。

シリコン（Ｓｉ）：０．０５～０．５０％
シリコン（Ｓｉ）は、置換型元素であり、固溶強化により鋼材の強度を向上させ、強力な脱酸効果を有するため、清浄鋼製造に必須元素である。上述の効果を得るためには０．０５％以上添加しなければならず、より好ましくは０．２０％以上添加されることができる。一方、その含有量が０．５％を超過するとＭＡ相を生成させて、フェライト基地強度を過度に増大させて極厚物製品の表面品質の劣化を招くことがある。

したがって、シリコン（Ｓｉ）の含有量は０．０５～０．５０％であることができる。より好ましい上限は０．４０％であることができ、より好ましい下限は０．２０％であることができる。

マンガン（Ｍｎ）：１．０～２．０％
マンガン（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。したがって、４５０ＭＰａ以上の引張強度を確保するためには、マンガン（Ｍｎ）を１．０％以上添加することが好ましい。より好ましい下限は１．１％であることができる。一方、マンガン（Ｍｎ）の含有量が過度であると、Ｓと共に延伸した非金属介在物であるＭｎＳを形成して靭性を低下させることがあり、厚さ方向の引張時に、延伸率を低下させる要因として作用して、中心部の低温衝撃靭性を急激に低下させる要因となり得るため、その上限を２．０％に制限し、より好ましくは１．５％であることができる。

したがって、マンガン（Ｍｎ）の含有量は１．０～２．０％であることができる。より好ましい上限は１．５％であることができ、より好ましい下限は１．１％であることができる。

アルミニウム（Ａｌ）：０．００５～０．１％
アルミニウム（Ａｌ）は、Ｓｉとともに製鋼工程における強力な脱酸剤の一つであり、上記効果を得るためには０．００５％以上添加されることが好ましく、より好ましい下限は０．０１％であることができる。一方、アルミニウム（Ａｌ）の含有量が過度であると脱酸の結果物として生成される酸化性介在物中のＡｌ２Ｏ３の分率が過度に増大して、その大きさが粗大になり、精錬中に該当介在物の除去が難しくなる問題があり、衝撃靭性の特性を低下させる要因となり得るため、その上限を０．１％とし、より好ましい上限は０．０７％であることができる。

したがって、アルミニウム（Ａｌ）の含有量は０．００５～０．１％であることができる。より好ましい上限は０．０７％であることができ、より好ましい下限は０．０１％であることができる。

リン（Ｐ）：０．０１０％以下
リン（Ｐ）は、結晶粒界に粗大な介在物を形成させて脆性を引き起こす元素であり、脆性亀裂伝播抵抗性を向上させるために、上限を０．０１０％以下に制限する。

したがって、リン（Ｐ）の含有量は０．０１０％以下であることができる。

硫黄（Ｓ）：０．００１５％以下
硫黄（Ｓ）は、結晶粒界に粗大な介在物を形成させて脆性を引き起こす元素であり、脆性亀裂伝播抵抗性を向上させるために、上限を０．００１５％以下に制限する。

したがって、硫黄（Ｓ）の含有量は０．００１５％以下であることができる。

ニオブ（Ｎｂ）：０．００１～０．０３％
ニオブ（Ｎｂ）は、ＮｂＣまたはＮｂＣＮの形態で析出して母材強度を向上させる元素であり、高温で再加熱時に、固溶された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。上述の効果を得るために、ニオブ（Ｎｂ）を０．００１％以上添加することが好ましく、より好ましい下限は０．００５％であることができる。一方、その含有量が過度に添加される場合、未溶解されたニオブ（Ｎｂ）がＴｉＮｂ（Ｃ，Ｎ）形態で生成され、衝撃靭性の特性を阻害させる要因になるため、上限を０．０３％に制限することができ、より好ましくは０．０２％であることができる。

したがって、ニオブ（Ｎｂ）の含有量は０．００１～０．０３％であることができる。より好ましい上限は０．０２％であることができ、より好ましい下限は０．００５％であることができる。

バナジウム（Ｖ）：０．００１～０．０３％
バナジウム（Ｖ）は、再加熱時に、ほぼ全て再固溶されるため、後続する圧延時の析出や固溶による強化効果は僅かであるが、この後のＰＷＨＴなどの熱処理過程で非常に微細な炭窒化物として析出して強度を向上させる効果がある。上述した効果を十分に確保するためには、その含有量を０．００１％以上添加する必要がある。より好ましくは０．０１％以上含むことができる。一方、その含有量が過度であると母材及び溶接部の強度及び硬度を過度に増大させて圧力容器加工時に、表面クラック発生の要因として作用することがあり、製造原価が急激に上昇して商業的に不利であるため、その上限を０．０３％とすることができ、より好ましくは０．０２％であることができる。

したがって、バナジウム（Ｖ）の含有量は０．００１～０．０３％であることができ、より好ましい上限は０．０２％であることができ、より好ましい下限は０．０１％であることができる。

チタン（Ｔｉ）：０．００１～０．０３％
チタン（Ｔｉ）は、再加熱時に、ＴｉＮで析出して母材及び溶接熱影響部の結晶粒成長を抑制して低温靭性を大きく向上させる元素であり、上記効果を得るために０．００１％以上添加されることが好ましい。一方、チタン（Ｔｉ）が過度の場合、連鋳ノズルの目詰まりや中心部晶出による低温衝撃靭性が減少することがあり、Ｎと結合して厚さ中心部に粗大なＴｉＮ析出物が形成することで製品の延伸率を低下させるため、最終材の耐ラメラテアリング（Ｌａｍｅｌｌａ Ｔｅａｒｉｎｇ）特性が低下することがあり、その上限を０．０３％に制限し、より好ましくは０．０２５％、より好ましくは０．０１８％であることができる。

したがって、チタン（Ｔｉ）の含有量は０．００１～０．０３％であることができ、より好ましい上限は０．０２５％であることができ、より好ましくは０．０１８％であることができる。

クロム（Ｃｒ）：０．０１～０．２０％
クロム（Ｃｒ）は、焼入性を増大させて低温変態組織を形成することで、降伏及び引張強度を増大させ、急冷後の焼戻しや溶接後の熱処理中のセメンタイトの分解速度を遅くすることで強度低下を防止する効果がある。上述の効果を得るために、その含有量の下限を０．０１％に制限することができる。一方、クロム（Ｃｒ）含有量が過度の場合、Ｍ２３Ｃ６などのようなＣｒ－Ｒｉｃｈ粗大炭化物の大きさ及び分率が増大して、製品の衝撃靭性が低下し、製品内のＮｂの固溶度とＮｂＣのような微細析出物の分率が減少するようになり、製品の強度が低下することがあるため、その上限を０．２０％とすることができ、より好ましくは０．１５％であることができる。

したがって、クロム（Ｃｒ）の含有量は０．０１～０．２０％であることができ、より好ましい上限は０．１５％であることができる。

モリブデン（Ｍｏ）：０．０１～０．１５％
モリブデン（Ｍｏ）は、粒界強度を増大させ、フェライト内の固溶強化効果が大きい元素であり、製品の強度や延性増大に効果的に寄与する元素である。さらに、モリブデン（Ｍｏ）は、Ｐなどの不純物の粒界偏析による靭性低下を防止する効果がある。上述の効果を得るために０．０１％以上添加することが好ましい。一方、モリブデン（Ｍｏ）は、高価の元素で過度に添加する場合、製造費用が大きく上昇する可能性があるため、その上限を０．１５％に制限することができる。

したがって、モリブデン（Ｍｏ）の含有量は０．０１～０．１５％であることができる。より好ましい下限は０．０５％であることができ、より好ましい上限は０．１２％であることができる。

銅（Ｃｕ）：０．０１～０．５０％
銅（Ｃｕ）は、フェライト内の固溶強化により基地相の強度を大きく向上させることができるだけでなく、湿潤硫化水素雰囲気での腐食を抑制する効果があるため、本発明において有利な元素である。このような効果を得るために０．０１％以上添加することができ、より好ましくは０．０３％以上であることができる。一方、銅（Ｃｕ）の含有量が過度の場合、鋼板の表面にスタークラックを引き起こす可能性があり、高価の元素として製造費用が大きく上昇する問題があるため、その上限を０．５０％に制限することができ、好ましくは０．３０％であることができる。

したがって、銅（Ｃｕ）の含有量は０．０１～０．５０％であることができる。より好ましい上限は０．３０％であることができ、より好ましい下限は０．０３％であることができる。

ニッケル（Ｎｉ）：０．０５～０．５０％
ニッケル（Ｎｉ）は、低温で積層欠陥を増大させて、電位の交差スリップ（Ｃｒｏｓｓ ｓｌｉｐ）を容易にして衝撃靭性を向上させ、硬化能を向上させて強度を向上させるために重要な元素である。上述の効果を得るために０．０５％以上添加することが好ましく、より好ましくは０．１０％以上であることができる。一方、その含有量が過度の場合、高価の原価により製造原価が上昇する可能性があるため、その上限を０．５０％に制限することができ、より好ましくは０．３０％であることができる。

したがって、ニッケル（Ｎｉ）の含有量は０．０５～０．５０％であることができる。より好ましい上限は０．３０％であることができ、より好ましい下限は０．１０％であることができる。

カルシウム（Ｃａ）：０．０００５～０．００４０％
Ａｌによる脱酸後にカルシウム（Ｃａ）を添加すると、Ｓと結合してＭｎＳの生成を抑制するとともに、球状のＣａＳを形成して水素誘起亀裂によるクラックの発生を抑制する効果がある。不純物として含有されるＳを十分にＣａＳで形成させるためには、０．０００５％以上添加することが好ましい。一方、その含有量が過度であると、ＣａＳを形成して残ったＣａがＯと結合して粗大な酸化性介在物を形成するようになり、これにより圧延時、延伸、破壊されて低温衝撃靭性の特性が低下する問題があるため、その上限を０．００４０％に制限することができる。

したがって、カルシウム（Ｃａ）の含有量は０．０００５～０．００４０％であることができる。より好ましい下限は０．００１５％であることができ、より好ましい上限は０．００３％であることができる。

本発明の鋼材は、上述した組成に加えて、残りの鉄（Ｆｅ）及び不可避不純物からなることができる。不可避不純物は、通常の製造工程で意図せずに混入される可能性があるため、これを排除することはできない。このような不純物は、通常の鉄鋼製造分野の技術者であれば誰でも分かるため、そのすべての内容を特に本明細書では言及しない。

以下では、本発明の鋼微細組織について詳細に説明する。

本発明において特に断りのない限り、微細組織の分率を表示する％は面積を基準とする。

本発明の一側面に係る合金組成を満たす鋼材のｔ／４～ｔ／２範囲の中心部（ここで、ｔは鋼板の厚さを意味する）微細組織は面積％で、フェライトを３５～４０％及び残部ベイナイトからなり、上記ベイナイトのパケット（Ｐａｃｋｅｔ）サイズが１０μｍ以下であることができる。また、鋼中心部の空隙率が０．１ｍｍ^３／ｇ以下であることができる。

３５～４０％のフェライト及び残部ベイナイト以外の他の組織が形成される場合、本発明で目標とする低温衝撃靭性の特性を確保することが困難であり、特に、フェライトが３５％未満の場合、強度が過度に超過して－６０℃での中心部の低温衝撃靭性を適切に確保できず、４０％を超過すると強度低下により本発明で求められる引張強度値を確保することができないという問題点がある。

ベイナイトパケットサイズはＥＢＳＤで測定したとき、１５°の高硬角粒界面を中心に結晶粒の大きさを決定することができ、－６０℃低温衝撃靭性を考慮して１０μｍ以下に制限することができ、さらに好ましくは８μｍ以下であることができる。但し、圧延で結晶粒微細化が可能なレベルなどを考慮するとき、下限は５μｍに制限することができる。

本発明で目標とする低温衝撃靭性の特性を確保するためには、鋼中心部の空隙率が０．１ｍｍ^３／ｇ以下であることができ、０．１ｍｍ^３／ｇを超過する場合、クラックの開始点として作用して衝撃時に製品が破損するおそれがある。

本発明の一側面による鋼材の旧オーステナイト結晶粒の平均サイズは、２０μｍ以下であることができる。

熱間圧延直後、鋼材の中心部の結晶粒度を制御して－６０℃での適切な衝撃靭性吸収エネルギー値を確保しようとし、旧オーステナイト結晶粒の平均サイズが２０μｍを超過すると粗大フェライトが形成されて、残部のベイナイトパケットサイズも制御しにくい問題がある。

以下では、本発明の鋼製造方法について詳細に説明する。

本発明の一側面に係る鋼は、上述した合金組成を満たす鋼スラブを１次加熱及び１次鍛造、２次加熱及び２次鍛造、３次加熱及び熱間圧延、及び冷却して製造されることができる。

１次加熱及び１次鍛造
上述した合金組成を満たす鋼スラブを１１００～１３００℃の温度範囲で加熱した後、３～１５％の累積圧下量及び１～４／ｓの変形速度で１次鍛造して１次中間材を製造することができる。

鋳造中に形成されたＴｉやＮｂの複合炭窒化物またはＴｉＮｂ（Ｃ，Ｎ）粗大晶出物などを再固溶させ、１次鍛造前にオーステナイトを再結晶温度以上まで加熱させて維持することで組織を均質化させ、鍛造終了温度を十分に高く確保して鍛造工程で発生し得る表層クラックを最小化するために、１１００℃以上の温度範囲で加熱することができる。一方、加熱温度が過度に高い場合、高温での酸化スケールにより問題が発生する可能性があり、加熱及び維持に伴う原価増大により製造原価が過度に増大になることがあるため、その上限を１３００℃に制限することができる。本発明におけるスラブの厚さは６５０～７５０ｍｍであることができ、好ましくは７００ｍｍであることができる。

１次鍛造は、１次加熱温度である１１００～１３００℃の温度範囲でスラブを４５０～５５０ｍｍ厚さに鍛造作業をしながら、目的とする１次中間材の幅に加工することができる。空隙を十分に圧着させるためには、高変形低速鍛造が必須であるため、鍛造速度を１～４／ｓに制限することができる。

累積圧下量が３％未満の場合、スラブで残留した空隙を十分に圧着させられなくて残留空隙が発生するため、製品における耐ラメラテアリング特性が低下することがある。好ましい１次鍛造の累積圧下量は５％以上であることができ、より好ましい１次鍛造の累積圧下量は７％以上であることができる。但し、転位密度が回復するか、再結晶により相殺されない未再結晶温度以下での累積圧下量が１５％を超過する場合、重なり合った転位の加工硬化により表面の均一延伸率が非常に低下し、鍛造過程で表面クラックが発生する可能性がある。好ましい１次鍛造の累積圧下量は１３％以下であることができ、より好ましい１次鍛造の累積圧下量は１１％以下であることができる。

２次加熱及び２次鍛造
上記１次中間材を１０００～１２００℃の温度範囲で２次加熱した後、３～３０％の累積圧下量及び１～４／ｓの変形速度で２次鍛造して２次中間材を製造することができる。

１次中間材を１０００～１２００℃の温度範囲で加熱して鍛造することで、目的とする２次中間材の厚さと長さに加工する段階である。１次鍛造と同様に、２次中間材の中心部空隙率を０．１ｍｍ^３／ｇ以下に確保するためには、２次鍛造においても高変形低速鍛造が要求される。本発明における２次中間材の厚さは３００～３４０ｍｍであることができる。

２次鍛造の累積圧下量が３％未満の場合、１次鍛造後に残留した微細空隙を完全に圧着させることができず、楕円形に圧着された空隙の端点に変形印加時に、ノッチ効果（Ｎｏｔｃｈ Ｅｆｆｅｃｔ）により却って円形空隙形態であるときよりも物性が劣化する可能性があるため、３％以上の変形で十分に空隙を圧着させる必要がある。但し、累積圧下量が３０％を超過する場合、表層加工硬化により表面クラックが発生する可能性がある。

２次鍛造の変形速度は、１次鍛造と同様に１～４／ｓであることができる。１／ｓ未満の速度では仕上げ鍛造の温度下落に伴い、表層クラックが発生する余地が存在し、未再結晶域での４／ｓ超過の高変形速度も延伸率低下及び表面クラックを引き起こすことがある。

３次加熱
上記２次中間材を１０００～１２００℃の温度範囲で加熱することができる。

鋳造中に形成されたＴｉやＮｂの複合炭窒化物またはＴｉＮｂ（Ｃ，Ｎ）粗大晶出物などを再固溶させ、熱間圧延前にオーステナイト（Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ）を再結晶温度以上まで加熱させて維持することで組織を均質化させ、圧延終了温度を十分に高く確保して圧延過程で介在物破砕を最小化するために１０００℃以上の温度で３次加熱を行うことができる。一方、加熱温度が過度に高い場合、高温での酸化スケールにより問題が発生する可能性があり、加熱及び維持に伴う原価増大によって製造原価が過度に増大する可能性があるため、その温度の上限を１２００℃に制限することができる。

熱間圧延
上記３次加熱された２次中間材を９００～１１００℃の仕上げ熱間圧延温度に熱間圧延して熱延材を製造することができ、このとき、熱延材の厚さは１３３～２３３ｍｍであることができる。

仕上げ熱間圧延温度が９００℃未満の場合、温度低下に伴って変形抵抗値が過度に増大するため、十分に製品厚さ方向の中心部のオーステナイト結晶粒を微細化することが困難であり、それに応じて最終製品の中心部の低温衝撃靭性が劣化することがある。一方、その温度が１１００℃を超過する場合、オーステナイト結晶粒が過度に粗大になって強度及び衝撃靭性が劣るおそれがある。

冷却
上記製造された熱延材をＢｓ＋２０～Ａｒ１＋２０℃の温度範囲まで３℃／ｓ以上の冷却速度で冷却することができる。

熱間圧延が完了された後、低温で変態した微細なフェライト及びパーライト複合組織を得るために３℃／ｓ以上の冷却速度で加速冷却する工程が要求される。冷却速度が３℃／ｓ未満の場合、冷却過程でフェライト変態が始まるため、本発明で要求される熱延材の微細なフェライト組織を確保することが困難である。また、冷却終了温度がＡｒ１＋２０℃超過の場合、高温でフェライトが核生成後に成長するため、微細化することが容易でなく、その温度がＢｓ＋２０℃未満の場合、熱延材組織はベイナイトまたはマルテンサイトに変態され、クェンチングの際に、加熱過程でＡｕｓｔｅｎｉｔｅ Ｍｅｍｏｒｙ Ｅｆｆｅｃｔにより追加的な結晶粒微細化が行われないことがある。冷却終了温度まで冷却した後、常温までの冷却条件は特に限定しないが、本発明では空冷を適用することができる。

クェンチング及び焼戻し
上記熱延材を８２０～９００℃の温度範囲で加熱して１０～４０分維持した後、５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却するクェンチング後に、６００～６８０℃で１０～４０分維持する焼戻しを行うことができる。

クェンチング時に、温度が８２０℃未満であるか、維持時間が１０分未満の場合、圧延後の冷却中に生成された炭化物や粒界に偏析した不純元素の再固溶が円滑に行われず、熱処理後の鋼材の中心部の低温衝撃靭性が大きく低下することができる。一方、その温度が９００℃を超過するか、維持時間が４０分を超過する場合、オーステナイト粗大化及びＮｂ（Ｃ，Ｎ）、Ｖ（Ｃ，Ｎ）などの析出相の粗大化により耐ラメラテアリング品質が低下する可能性がある。

焼戻し温度が６００℃未満の場合、衝突（Ｉｍｐｉｎｇｅｍｅｎｔ）された炭素が適切に析出されず、強度が過度に増大して本発明で目標とする低温衝撃靭性の特性を確保することが難しく、その温度が６８０℃を超過する場合、Ｍａｔｒｉｘの転位密度が低くなり、セメンタイトの球状化及び粗大化が過度になって適切な強度を確保することが難しい。

溶接後の熱処理（ＰＷＨＴ）
本発明でクェンチング及び焼戻しされた鋼材を溶接した後、溶接後の熱処理を行うことができる。溶接後の熱処理の条件は特に限定されず、通常の条件で行うことができる。

上記のように製造された本発明の鋼材は、厚さが１３３～２５０ｍｍであることができ、中心部の断面硬度が２００ＨＢ以下であり、上記鋼材のＰＷＨＴ熱処理後の引張強度が４５０～６２０ＭＰａであり、－６０℃で鋼材中心部の低温衝撃靭性が８０Ｊ以上であり、鋼材の表面にクラックが発生せず、優れた低温衝撃靭性の特性を備えることができる。

以下、実施例により本発明をより具体的に説明する。但し、以下の実施例は、本発明を例示してより詳細に説明するためのものであり、本発明の権利範囲を制限するものではないことに留意する必要がある。

表１の合金成分を有する７００ｍｍ厚さの鋳片を製作した。表２の工程条件により、１次鍛造、２次鍛造、熱間圧延、冷却、及びＱＴ熱処理を行った。このとき、１２００℃の１次加熱温度、１１００℃の２次加熱温度及び１０５０℃の３次加熱温度を共通的に適用し、クェンチング及び焼戻し時間は３０分を共通的に適用した。１次中間材の厚さは５５０ｍｍ条件を適用し、２次中間材の厚さは４００ｍｍ条件を適用した。なお、表２に開示されていない熱間圧延後の冷却終了温度及びクェンチング時の冷却速度は、本発明の範囲を満たす条件で適用した。

＊段位はｐｐｍ

上記製造された鋼材の微細組織及び機械的物性を測定した。微細組織の分率は、走査電子顕微鏡を用いて測定し、組織試験片をレペラエッチング（Ｌｅｐｅｒａ Ｅｔｃｈｉｎｇ）後に光学イメージを撮影した後、組織分率をイメージ自動分析器により分率を測定した。このとき、ｔ／４～ｔ／２の範囲の中心部（ここで、ｔは鋼板の厚さを意味する）の微細組織及び空隙率を測定した。スラブ表層均一延伸率は、１次鍛造温度領域でスラブ表層で引張試験片を作って引張試験した後、最大引張応力部分で測定された延伸率の値を示した。ベイナイトパケットサイズはＥＢＳＤで１５°の高傾角の粒界面を中心に結晶粒サイズを決定し、断面表面硬度はブリネル硬度器を用いて試験片中心部の基準断面硬度を測定した。

なお、下記表４には、機械的物性は、ＰＷＨＴ後の引張強度及び－６０℃での低温衝撃靭性を測定して示した。鋼材の表面を目視で観察した後、表面クラックが形成された地点にグラインディングを行い、クラックがなくなるまでのグラインディング深さを表面クラック深さとして測定した。

Ｆ： フェライト， Ｂ： ベイナイト， ＦＭ： フレッシュマルテンサイト

本発明で提案する合金組成及び製造方法を満たす発明例は、表３に示したように、本発明で目標とする機械的性質を全て満たすことが確認できる。

一方、比較例１及び２は、１次鍛造において累積圧下量及び変形速度が本発明の範囲を超過する場合であり、鍛造温度領域におけるスラブ表層均一延伸率が本発明の範囲を満足することができず、鋼材の表面にクラックが発生した。

比較例３は、２次鍛造時に、変形速度が本発明の範囲に達しないものであり、鋼材中心部の空隙が過度であって低温衝撃靭性が本発明で提案する範囲を満たせなかった。

比較例４は、仕上げ熱間圧延温度が本発明の範囲を超過して、旧オーステナイト結晶粒の平均サイズが過度になり、クェンチング及び焼戻し後のベイナイトパケットサイズが粗大になって低温衝撃靭性値が劣化した。

比較例５及び６は、それぞれクェンチング及び焼戻し時に、加熱温度が本発明の範囲に達しないものであり、比較例５の場合、フレッシュマルテンサイトが形成されて硬度が過度になり、比較例６の場合、ベイナイトの硬度が過度になって中心部の断面硬度が過度に上昇した。

比較例７の場合、Ｃの含有量が本発明の範囲を超過するものであり、ベイナイトが過度に形成されて、これにより引張強度が過度に上昇して低温衝撃靭性が低下し、クラックも発生した。

比較例８の場合、Ｍｎが本発明の範囲を満たせなかったものであり、フェライトが過度に形成されて引張強度を十分に確保することができなかった。

以上、実施例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例も可能である。したがって、以下に記載された特許請求の範囲の技術的思想及び範囲は実施例に限定されない。

Claims (10)

1. 重量％で、炭素（Ｃ）：０．１０～０．２５％、シリコン（Ｓｉ）：０．０５～０．５０％、マンガン（Ｍｎ）：１．０～２．０％、アルミニウム（Ａｌ）：０．００５～０．１％、リン（Ｐ）：０．０１０％以下、硫黄（Ｓ）：０．００１５％以下、ニオブ（Ｎｂ）：０．００１～０．０３％、バナジウム（Ｖ）：０．００１～０．０３％、チタン（Ｔｉ）：０．００１～０．０３％、クロム（Ｃｒ）：０．０１～０．２０％、モリブデン（Ｍｏ）：０．０１～０．１５％、銅（Ｃｕ）：０．０１～０．５０％、ニッケル（Ｎｉ）：０．０５～０．５０％、カルシウム（Ｃａ）：０．０００５～０．００４０％、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、
   ｔ／４～ｔ／２の範囲の中心部（ここで、ｔは鋼板の厚さを意味する）微細組織は面積％で、３５～４０％のフェライト及び残部ベイナイト複合組織からなり、ベイナイトパケットサイズが１０μｍ以下であり、中心部の空隙率が０．１ｍｍ^３／ｇ以下であり、
   表面クラックの深さが０．５ｍｍ以下であり、
   中心部の断面硬度が２００ＨＢ以下である、ことを特徴とする鋼材。
2. 前記鋼材の旧オーステナイト結晶粒の平均サイズは２０μｍ以下である、ことを特徴とする請求項１に記載の鋼材。
3. 前記鋼材の厚さは１３３～２５０ｍｍである、ことを特徴とする請求項１に記載の鋼材。
4. 前記鋼材は、ＰＷＨＴ後の引張強度が４５０～６５０ＭＰａであり、－６０℃で中心部の低温衝撃靭性が８０Ｊ以上である、ことを特徴とする請求項１に記載の鋼材。
5. 重量％で、炭素（Ｃ）：０．１０～０．２５％、シリコン（Ｓｉ）：０．０５～０．５０％、マンガン（Ｍｎ）：１．０～２．０％、アルミニウム（Ａｌ）：０．００５～０．１％、リン（Ｐ）：０．０１０％以下、硫黄（Ｓ）：０．００１５％以下、ニオブ（Ｎｂ）：０．００１～０．０３％、バナジウム（Ｖ）：０．００１～０．０３％、チタン（Ｔｉ）：０．００１～０．０３％、クロム（Ｃｒ）：０．０１～０．２０％、モリブデン（Ｍｏ）：０．０１～０．１５％、銅（Ｃｕ）：０．０１～０．５０％、ニッケル（Ｎｉ）：０．０５～０．５０％、カルシウム（Ｃａ）：０．０００５～０．００４０％、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる厚さ６５０～７５０ｍｍの鋼スラブを１１００～１３００℃の温度範囲で１次加熱した後、３～１５％の累積圧下量及び１～４／ｓの変形速度で１次鍛造加工して１次中間材を得る段階と、
   前記１次中間材を１０００～１５００℃の温度範囲で２次加熱した後、３～３０％の累積圧下量及び１～４／ｓの変形速度で２次鍛造加工して２次中間材を得る段階と、
   前記２次中間材を１０００～１２００℃の温度範囲で加熱する３次加熱段階と、
   前記３次加熱された２次中間材を９００～１１００℃の仕上げ熱間圧延温度に熱間圧延して熱延材を得る段階と、
   前記熱延材を冷却する段階と、
   前記冷却された熱延材を８２０～９００℃の温度範囲で加熱して１０～４０分維持した後、５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却するクェンチングする段階と、
   前記クェンチングされた鋼材を６００～６８０℃で１０～４０分維持する焼戻し段階と、を含む、ことを特徴とする鋼材の製造方法。
6. 前記冷却する段階は、前記熱延材をＢｓ＋２０～Ａｒ１＋２０℃の温度範囲まで３℃／ｓ以上の冷却速度で冷却することである、ことを特徴とする請求項５に記載の鋼材の製造方法。
7. 前記熱延材を冷却終了温度まで冷却した後、常温まで空冷する段階をさらに含む、ことを特徴とする請求項５に記載の鋼材の製造方法。
8. 前記１次中間材の厚さは４５０～５５０ｍｍである、ことを特徴とする請求項５に記載の鋼材の製造方法。
9. 前記２次中間材の厚さは３００～３４０ｍｍである、ことを特徴とする請求項５に記載の鋼材の製造方法。
10. 前記熱延材の厚さは１３３～２５０ｍｍである、ことを特徴とする請求項５に記載の鋼材の製造方法。