JP5151510B2 - 低温靭性、亀裂伝搬停止特性に優れた高張力鋼の製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、低温貯槽タンク用、低温圧力容器用などの鋼板の製造方法に関し、特に、圧延条件を制御することにより鋼板表面の旧γ粒（旧オーステナイト粒）の厚みを制御し、低温靭性や亀裂伝搬停止特性に優れさせた高張力鋼の製造方法に関する。
低温貯槽タンク、低温圧力容器、ラインパイプなどに用いられる鋼板においては、引張強度を向上させると、靭性は劣化する傾向にあり、両方の特性を満足させることは簡単ではない。しかしながら、ＬＰＧタンク用の鋼板について検討すると、液化ガスなどの貯留物を冷やしたまま貯蔵あるいは運搬するので鋼板の低温特性は特に重要であり、また、厚板鋼板であれば溶接して使用するので、溶接性も重要となる。
従来、強度を向上させながら靭性劣化を抑制させる方法の一例として、重量％でＣ：０．０２％〜０．２２％、Ｓｉ：０．０５〜０．６％、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｓ：０．０２５％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０８％、Ｎ：０．００８％以下を含有し、残部鉄及び不可避不純物よりなる鋼を熱間加工にて板厚３０ｍｍ以上の圧延した後、一次処理として直接焼き入れ処理し、又は圧延後、空冷し、再加熱し、焼きならし処理し、若しくは焼き入れ処理し、次いで二次処理として、（Ａｃ３変態点−３０）℃以上で、（ＡＣ３変態点＋１５０）℃以下の範囲の温度で加熱し、ここに板厚をｔｍｍとすると、その保定時間Ｔ（分）を０．１ｔ−０．０５ｔ≦Ｔ≦０．１ｔ＋０．０５ｔの範囲として、抽出し、二次処理の再加熱において、オーステナイト化しなかったフェライト及びベイナイトの混合組織を、鋼板断面の１／２を中心として、表面側及び裏面側にそれぞれ板厚の１２．５％の範囲において、単位面積あたり１０〜６０％生成させるように、８００〜５００℃の範囲の温度の冷却速度を２〜１０℃／秒として、常温まで強制冷却して焼き入れし、次いで三次処理として、Ａｃ１変態点以下の温度に加熱して、焼き戻しする技術が知られている。（特許文献１参照）
また、高強度を得ながら高靭性を確保するための技術の一例として、重量％でＣ：０．０１％〜０．２％、Ｓｉ：０．０１〜１％、Ｍｎ：０．１〜３％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎｉ：０．３〜１０％、Ｔｉ：０．０３〜０．１％、Ｎ：０．００２〜０．１％を含有し、残部鉄及び不可避不純物よりなる鋼片をＡｃ３変態点〜１２００℃に加熱し、平均オーステナイト粒径を２０〜１００μｍとした上で、開始温度９００℃以下、終了温度６５０℃以上で累積圧下率が３０〜９５％の熱間圧延を行い、引き続き、６００℃以上から開始し、５００℃以下で終了する冷却速度が１〜１００℃／ｓの加速冷却を行う技術が知られている。（特許文献２参照）
特開平１−１９５２４２号公報
特開２００１−１２３３２２号公報
以上のように高強度と高靭性の両立を指向した技術が知られているが、更に最近の技術開発要求において、鋼板に衝撃を付加した際の亀裂伝搬が広い範囲に広がらない、という特性が注目されている。
しなしながら、前述の特許文献１、２に開示されている技術おいてはこの亀裂伝搬停止特性という面に着目されておらず、その他の従来技術においても強度と靭性に優れた上に、亀裂伝搬停止特性に着目した技術が見あたらない状況であった。
しなしながら、前述の特許文献１、２に開示されている技術おいてはこの亀裂伝搬停止特性という面に着目されておらず、その他の従来技術においても強度と靭性に優れた上に、亀裂伝搬停止特性に着目した技術が見あたらない状況であった。
本願発明は前述の背景に鑑みてなされたもので、強度と靭性に優れた上に、亀裂伝搬停止特性においても優れた特徴を有する低温靭性、亀裂伝搬停止特性に優れた高張力鋼の製造方法の提供を目的とする。
本発明者等は、上記課題を解決すべく鋭意検討を加えた結果、これら従来の技術において強度と共に改善されたと報告されている靭性は、シャルピー衝撃値であり、亀裂伝搬停止特性の改善に努めて研究した結果、結果本願発明に到達した。
この種の厚板鋼板にあっては、鋼素材であるスラブを１０００℃以上に加熱した後、粗圧延機、熱間矯正機に供した後、焼き入れ、焼き戻し処理を経て製造されている。
本発明者はこの製造工程において製造される厚板鋼板において、強度と靭性のバランスを図ることができる組成系に着目して鋼の組成範囲を調整するとともに、得られた鋼板の表層に存在する旧γ粒の直径と分布を制御することで亀裂伝搬停止特性を向上できることを見出した。
この種の厚板鋼板にあっては、鋼素材であるスラブを１０００℃以上に加熱した後、粗圧延機、熱間矯正機に供した後、焼き入れ、焼き戻し処理を経て製造されている。
本発明者はこの製造工程において製造される厚板鋼板において、強度と靭性のバランスを図ることができる組成系に着目して鋼の組成範囲を調整するとともに、得られた鋼板の表層に存在する旧γ粒の直径と分布を制御することで亀裂伝搬停止特性を向上できることを見出した。
本発明は、上記知見に基づいて完成されたもので、その要旨とするところは以下の通り
である。
（１）本発明は、質量％で、Ｃ：０．０２％〜０．１５％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．３〜３．０％、Ｎｉ：０．１〜１０％、Ｔｉ：０．００３〜０．１％を含有し、更に、Ｃｕ：０．０５〜１．５％、Ｃｒ：０．０５〜０．２％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｖ：０．００５〜０．０５％、Ｂ：３０ｐｐｍ以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、の少なくとも一種を含有し、かつ、Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂが０．２５％以下、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼素材を１０００〜１２００℃に加熱し、Ａｒ３点＋２０℃〜Ａｒ３点＋１００℃での累積圧下率が８％以上、５０％以下の熱間圧延実施後、Ａｒ３点−３０℃〜Ａｒ３点＋８０℃から冷却を開始し、５００℃以下で終了する加速冷却を冷却速度５〜１００℃／ｓｅｃにて行い、表層の旧γ粒の鋼板板厚方向の厚みを１２μｍ以下にコントロールすることにより、変態後表層に直径５μｍ以下の結晶を面積比率で１０％以上存在させることを特徴とする低温靭性、亀裂伝搬停止特性に優れた高張力鋼の製造方法。
である。
（１）本発明は、質量％で、Ｃ：０．０２％〜０．１５％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．３〜３．０％、Ｎｉ：０．１〜１０％、Ｔｉ：０．００３〜０．１％を含有し、更に、Ｃｕ：０．０５〜１．５％、Ｃｒ：０．０５〜０．２％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｖ：０．００５〜０．０５％、Ｂ：３０ｐｐｍ以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、の少なくとも一種を含有し、かつ、Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂが０．２５％以下、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼素材を１０００〜１２００℃に加熱し、Ａｒ３点＋２０℃〜Ａｒ３点＋１００℃での累積圧下率が８％以上、５０％以下の熱間圧延実施後、Ａｒ３点−３０℃〜Ａｒ３点＋８０℃から冷却を開始し、５００℃以下で終了する加速冷却を冷却速度５〜１００℃／ｓｅｃにて行い、表層の旧γ粒の鋼板板厚方向の厚みを１２μｍ以下にコントロールすることにより、変態後表層に直径５μｍ以下の結晶を面積比率で１０％以上存在させることを特徴とする低温靭性、亀裂伝搬停止特性に優れた高張力鋼の製造方法。
（２）本発明は、前記Ａｒ ３ 点＋２０℃〜Ａｒ ３ 点＋１００℃での累積圧下率８％以上、５０％以下の熱間圧延により、鋼板表層の旧γ粒に異方性を付与して圧延方向に長い組織とし、旧γ粒の鋼板板厚方向の厚みをコントロールすることを特徴とする（１）に記載の低温靭性、亀裂伝搬停止特性に優れた高張力鋼の製造方法。
（３）本発明は、５００℃以下で加速冷却終了後、放冷して焼き戻すことを特徴とすることを特徴とする（１）または（２）に記載の低温靭性、亀裂伝搬停止特性に優れた高張力鋼の製造方法。
（３）本発明は、５００℃以下で加速冷却終了後、放冷して焼き戻すことを特徴とすることを特徴とする（１）または（２）に記載の低温靭性、亀裂伝搬停止特性に優れた高張力鋼の製造方法。
（４）本発明は、前記表層に直径５μｍ以下の結晶であって、面積比率で１０％以上存在する結晶がベイナイト結晶であることを特徴とする（１）〜（３）のいずれか一項に記載の低温靭性、亀裂伝搬停止特性に優れた高張力鋼の製造方法。
本発明は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｔｉを特定量含有し、更に、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂ、Ｎｂの少なくとも一種を特定量含有し、更に組織において、表層の旧γ粒の鋼板板厚方向の厚みを１２μｍ以下にコントロールすることにより、変態後表層に直径５μｍ以下の結晶を面積比率で１０％以上存在させたので、強度を高いレベルで維持した上で良好な低温靭性を確保できるとともに、γ粒径の粗大化抑制と固溶強化における合金元素固溶を両立した条件にて加熱することにより強度と落重特性を改善して両立することができる高張力鋼を提供できる。
また、Ａｒ３点＋２０℃〜Ａｒ３点＋１００℃での累積圧下率が２０％以上、５０％以下の熱間圧延を実施することにより、鋼板表層での旧γ粒の鋼板板厚方向の厚みを１２μｍ以下に制御することができる。
そして、圧延に続けて加速冷却を開始することにより、１２μｍ以下の厚みに抑制されたγ粒を粗大化することなく表面に存在させ、この微細なγ粒の粒界から析出させて微細なベイナイトを析出できるがために、低温靭性、亀裂伝搬性を示す落重特性を改善した鋼板を得ることができる。
また、Ａｒ３点＋２０℃〜Ａｒ３点＋１００℃での累積圧下率が２０％以上、５０％以下の熱間圧延を実施することにより、鋼板表層での旧γ粒の鋼板板厚方向の厚みを１２μｍ以下に制御することができる。
そして、圧延に続けて加速冷却を開始することにより、１２μｍ以下の厚みに抑制されたγ粒を粗大化することなく表面に存在させ、この微細なγ粒の粒界から析出させて微細なベイナイトを析出できるがために、低温靭性、亀裂伝搬性を示す落重特性を改善した鋼板を得ることができる。
以下、本発明を詳細に説明する。
まず、鋼板成分の限定理由について述べる。成分に関する「％」表示は特に断らない限り質量％を意味するものとする。
まず、鋼板成分の限定理由について述べる。成分に関する「％」表示は特に断らない限り質量％を意味するものとする。
Ｃ:０．０２〜０．１５％
Ｃは強化元素である。パーライト組織や鉄系炭化物による高強度化、あるいは、ＮｂやＴｉと結びついて析出物を形成することで高強度化に寄与する。あるいは、フェライト中の転位を固着することで、降伏応力の増大に寄与する。これら効果は、０．０２％未満の添加では得難いことから、０．０２％を下限値とする。一方では、０．１５％を超える添加はこれら強化が強くなりすぎてしまい成形性の劣化を招くのでこれを上限とする。なお、０．０７〜０．１２％がより好ましい範囲である。
Ｓｉ：０．０１〜１．０％
Ｓｉは、脱酸剤として作用し、製鋼上必要であり、固溶強化による降伏応力の増加をもたらすことから添加しても良い。しかしながら、１．０％を超える添加は、溶接性の低下、焼鈍時に鋼板表面に酸化物を形成し易くなることなどから１．０％が上限である。一方で、０．０１％未満とすることは、脱酸剤としての機能が低下し、製造コストの増加を招くことから、この値が下限値となる
Ｃは強化元素である。パーライト組織や鉄系炭化物による高強度化、あるいは、ＮｂやＴｉと結びついて析出物を形成することで高強度化に寄与する。あるいは、フェライト中の転位を固着することで、降伏応力の増大に寄与する。これら効果は、０．０２％未満の添加では得難いことから、０．０２％を下限値とする。一方では、０．１５％を超える添加はこれら強化が強くなりすぎてしまい成形性の劣化を招くのでこれを上限とする。なお、０．０７〜０．１２％がより好ましい範囲である。
Ｓｉ：０．０１〜１．０％
Ｓｉは、脱酸剤として作用し、製鋼上必要であり、固溶強化による降伏応力の増加をもたらすことから添加しても良い。しかしながら、１．０％を超える添加は、溶接性の低下、焼鈍時に鋼板表面に酸化物を形成し易くなることなどから１．０％が上限である。一方で、０．０１％未満とすることは、脱酸剤としての機能が低下し、製造コストの増加を招くことから、この値が下限値となる
Ｍｎ：０．３〜３．０％
Ｍｎは、強化元素である。しかし、過剰な添加は、マルテンサイトやベイナイトなどの生成を促進し降伏比の低下をもたらす。これらの理由から、３．０％を上限とする。一方、Ｍｎが０．３％未満では必要な強度を得ることが難しくなるので、０．３％を下限とする。１．０〜１．８％がより好ましい範囲である。
Ｍｎは、強化元素である。しかし、過剰な添加は、マルテンサイトやベイナイトなどの生成を促進し降伏比の低下をもたらす。これらの理由から、３．０％を上限とする。一方、Ｍｎが０．３％未満では必要な強度を得ることが難しくなるので、０．３％を下限とする。１．０〜１．８％がより好ましい範囲である。
Ｐ：０．０１５％以下
Ｐは、鋼の強化元素であるが靭性の面では劣化を促進する。Ｐは鋼板の溶接部を脆化させる作用も有する。これらから鑑み、その適正範囲を０．０１５％以下に限定した。Ｐの下限値は特に定めないが、０．００１％未満とすることは、経済的に不利であることからこの値を下限値とすることが好ましい。
Ｓ：０．０１％以下
Ｓは、溶接性ならびに鋳造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼす。このことから、その上限値を０．０１％以下とした。Ｓの下限値は特に定めないが、０．０００１％未満とすることは、経済的に不利であることからこの値を下限値とすることが好ましい。また、ＳはＭｎと結びついて粗大なＭｎＳを形成することから、穴拡げ性を低下させる。このことから、穴拡げ性向上のためには、出来るだけ少なくする必要がある。
Ｐは、鋼の強化元素であるが靭性の面では劣化を促進する。Ｐは鋼板の溶接部を脆化させる作用も有する。これらから鑑み、その適正範囲を０．０１５％以下に限定した。Ｐの下限値は特に定めないが、０．００１％未満とすることは、経済的に不利であることからこの値を下限値とすることが好ましい。
Ｓ：０．０１％以下
Ｓは、溶接性ならびに鋳造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼす。このことから、その上限値を０．０１％以下とした。Ｓの下限値は特に定めないが、０．０００１％未満とすることは、経済的に不利であることからこの値を下限値とすることが好ましい。また、ＳはＭｎと結びついて粗大なＭｎＳを形成することから、穴拡げ性を低下させる。このことから、穴拡げ性向上のためには、出来るだけ少なくする必要がある。
Ｎ：０．００１〜０．０１％
Ｎは、転位を固着し、大きな降伏点伸びを得るのに有効であることから、添加することが望ましい。一方では、粗大な窒化物を形成したり、溶接時のブローホール発生の原因等になることから、含有量を０．０１％以下に抑制する必要がある。
Ｃｕ：０．０５〜１．５％
Ｎｉ：０．１〜１０％
ＣｕおよびＮｉは、高靭性を保ちつつ強度を増加させることが可能な元素で、ＨＡＺ靭性への影響も小さく、高強度化のためには有用な元素であり、所望する特性に応じ選択して現有できる。Ｃｕは０．０５％以上含有することが好ましいが、含有量が１．５％を超えると熱間脆性を生じやすくなる。Ｎｉは０．１％以上含有することが好ましいが、あまり多量に含有しても効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなるので、経済的には不利となる。Ｃｕ含有量として好ましくは０．１〜０．５％の範囲、Ｎｉ含有量として好ましくは０．３〜０．７％の範囲となる。
Ｎは、転位を固着し、大きな降伏点伸びを得るのに有効であることから、添加することが望ましい。一方では、粗大な窒化物を形成したり、溶接時のブローホール発生の原因等になることから、含有量を０．０１％以下に抑制する必要がある。
Ｃｕ：０．０５〜１．５％
Ｎｉ：０．１〜１０％
ＣｕおよびＮｉは、高靭性を保ちつつ強度を増加させることが可能な元素で、ＨＡＺ靭性への影響も小さく、高強度化のためには有用な元素であり、所望する特性に応じ選択して現有できる。Ｃｕは０．０５％以上含有することが好ましいが、含有量が１．５％を超えると熱間脆性を生じやすくなる。Ｎｉは０．１％以上含有することが好ましいが、あまり多量に含有しても効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなるので、経済的には不利となる。Ｃｕ含有量として好ましくは０．１〜０．５％の範囲、Ｎｉ含有量として好ましくは０．３〜０．７％の範囲となる。
Ｎｂ：０．００５〜０．０５％
Ｎｂは、０．００５％以上含有することが好ましいが、０．０５％を超える含有量では母材靭性およびＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼす。このため、含有させる場合は、０．０５％以下に限定することが望ましい。
Ｔｉ：０．００３〜０．１％
Ｔｉは鋼の強度向上に寄与し、また、Ｎとの親和力が強く凝固時にＴｉＮとして析出し、ＨＡＺでのオーステナイト粒の粗大化を抑制して高靭化に寄与する。しかし多く含有させると母材靭性を劣化させるので、０．００３〜０．１％の範囲が望ましい。Ｔｉ含有量として好ましくは０．００５〜０．０２５％の範囲となる。
Ｎｂは、０．００５％以上含有することが好ましいが、０．０５％を超える含有量では母材靭性およびＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼす。このため、含有させる場合は、０．０５％以下に限定することが望ましい。
Ｔｉ：０．００３〜０．１％
Ｔｉは鋼の強度向上に寄与し、また、Ｎとの親和力が強く凝固時にＴｉＮとして析出し、ＨＡＺでのオーステナイト粒の粗大化を抑制して高靭化に寄与する。しかし多く含有させると母材靭性を劣化させるので、０．００３〜０．１％の範囲が望ましい。Ｔｉ含有量として好ましくは０．００５〜０．０２５％の範囲となる。
また、これらの元素を主成分とする鋼にＢ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃａ、ＲＥＭ（ＲＥＭとはＬａおよびランタノイド系列の元素を指すものであり、例えば、ＬａやＣｅ等の系列の元素を指す。）、Ｍｇの一種以上を添加しても良い。
Ｂ：３０ｐｐｍ以下
Ｂは、微量の添加により焼き入れ性の向上を介して鋼の強度を向上させる作用を奏する。一方、多く含有させると、焼き入れ性を著しく増加させ、母材の靭性、延性の劣化をもたらすとともに溶接性を低下させる。このため、Ｂ含有量は、３０ｐｐｍ以下とする。
Ｃｒ：０．０５〜０．２％
Ｍｏ：０．０５〜０．５％
Ｃｒ、Ｍｏは、Ｍｎと同様に固溶強化や組織強化により、鋼板強度と降伏比を増加させる。ただし、この効果は、０．０１％以上でないと得られないことから、下限を０．０５％とした。また、それぞれの上限値を超える量の添加は、焼鈍ラインでの、パーライト変態の遅延を招き、降伏比を低下させてしまうことから好ましくない。Ｃｒ含有量として好ましくは０．０５〜０．１５％の範囲、Ｍｏ含有量として好ましくは０．０５〜０．２０％の範囲となる。
Ｂは、微量の添加により焼き入れ性の向上を介して鋼の強度を向上させる作用を奏する。一方、多く含有させると、焼き入れ性を著しく増加させ、母材の靭性、延性の劣化をもたらすとともに溶接性を低下させる。このため、Ｂ含有量は、３０ｐｐｍ以下とする。
Ｃｒ：０．０５〜０．２％
Ｍｏ：０．０５〜０．５％
Ｃｒ、Ｍｏは、Ｍｎと同様に固溶強化や組織強化により、鋼板強度と降伏比を増加させる。ただし、この効果は、０．０１％以上でないと得られないことから、下限を０．０５％とした。また、それぞれの上限値を超える量の添加は、焼鈍ラインでの、パーライト変態の遅延を招き、降伏比を低下させてしまうことから好ましくない。Ｃｒ含有量として好ましくは０．０５〜０．１５％の範囲、Ｍｏ含有量として好ましくは０．０５〜０．２０％の範囲となる。
Ｖ：０．００５〜０．０５％
Ｖは炭化物形成元素であることから、ＮｂやＴｉと同様に、析出強化あるいは細粒強化により、強度と降伏比を高めることが出来るので添加しても良い。この効果は、０．００５％以上の添加で得やすくなることから、下限値は０．００５％である。一方、多く添加するとコスト高を招くだけでなく、組織に影響を及ぼすので０．０５％を上限とする。Ｖ含有量として好ましくは０．０１０〜０．０５０％の範囲となる。
Ｃａ：０．０００１〜０．０１％
Ｃａは、結晶粒の微細化を介して靭性を向上させる効果があることから、靭性を向上させるために添加してもよい。０．０００１％以上の添加で効果を得やすくなることから、０．０００１％以上添加することが好ましいが、一方で、０．０１％を超えても効果は飽和するから、この値が上限となる。
Ｖは炭化物形成元素であることから、ＮｂやＴｉと同様に、析出強化あるいは細粒強化により、強度と降伏比を高めることが出来るので添加しても良い。この効果は、０．００５％以上の添加で得やすくなることから、下限値は０．００５％である。一方、多く添加するとコスト高を招くだけでなく、組織に影響を及ぼすので０．０５％を上限とする。Ｖ含有量として好ましくは０．０１０〜０．０５０％の範囲となる。
Ｃａ：０．０００１〜０．０１％
Ｃａは、結晶粒の微細化を介して靭性を向上させる効果があることから、靭性を向上させるために添加してもよい。０．０００１％以上の添加で効果を得やすくなることから、０．０００１％以上添加することが好ましいが、一方で、０．０１％を超えても効果は飽和するから、この値が上限となる。
Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％
ＲＥＭ：０．００５〜０．１％
ＲＥＭやＭｇは、適量の添加により介在物、特に酸化物の微細分散化に寄与することから、Ｍｇを０．０００１％以上、ＲＥＭを０．００５％以上添加しても良い。一方で過剰添加は鋳造性や熱間加工性などの製造性および鋼板製品の延性を低下させるため上記の上限とする。
ＲＥＭ（例えば、ＣｅやＬａのランタノイド系列の元素）は、ミッシュメタルにて添加されることが多く、ＬａやＣｅ等のランタノイド系列の元素を複合で含有する場合が多い。これら元素を複合で含んでも、ＲＥＭが本発明の範囲を満たすのであれば、介在物微細化による効果は得られる。ただし、金属ＬａやＣｅを添加したとしても本発明の効果は発揮される。
上述の元素の他に、不可避的不純物として、例えばＳｎやＳｂなどがあるがこれら元素を合計で０．２％以下の範囲で含有しても本発明の効果を損なうものではない。
ＲＥＭ：０．００５〜０．１％
ＲＥＭやＭｇは、適量の添加により介在物、特に酸化物の微細分散化に寄与することから、Ｍｇを０．０００１％以上、ＲＥＭを０．００５％以上添加しても良い。一方で過剰添加は鋳造性や熱間加工性などの製造性および鋼板製品の延性を低下させるため上記の上限とする。
ＲＥＭ（例えば、ＣｅやＬａのランタノイド系列の元素）は、ミッシュメタルにて添加されることが多く、ＬａやＣｅ等のランタノイド系列の元素を複合で含有する場合が多い。これら元素を複合で含んでも、ＲＥＭが本発明の範囲を満たすのであれば、介在物微細化による効果は得られる。ただし、金属ＬａやＣｅを添加したとしても本発明の効果は発揮される。
上述の元素の他に、不可避的不純物として、例えばＳｎやＳｂなどがあるがこれら元素を合計で０．２％以下の範囲で含有しても本発明の効果を損なうものではない。
Ｐｃｍ：０．２５％以下
本発明では、更に、以下の（１）式で定義されるＰｃｍが０．２５％以下となるように、各成分の含有量を調整する。
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ …（１）
ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂ：各元素の含有量（質量％）で含有しないものは０とする。
Ｐｃｍは溶接部の低温割れ性の指標であり、できるだけ低いことが望ましい。Ｐｃｍが０．２５を超えると、溶接性が著しく劣化するため、Ｐｃｍは０．２５％以下に限定する。
本発明では、更に、以下の（１）式で定義されるＰｃｍが０．２５％以下となるように、各成分の含有量を調整する。
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ …（１）
ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂ：各元素の含有量（質量％）で含有しないものは０とする。
Ｐｃｍは溶接部の低温割れ性の指標であり、できるだけ低いことが望ましい。Ｐｃｍが０．２５を超えると、溶接性が著しく劣化するため、Ｐｃｍは０．２５％以下に限定する。
また、炭素当量を示すＣｅｑは以下の式において算出される。
Ｃｅｑ（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５
この炭素当量については、０．３０〜０．５０の範囲が好ましい。
Ｃｅｑ（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５
この炭素当量については、０．３０〜０．５０の範囲が好ましい。
次に、本発明鋼板の製造条件の限定理由について説明する。
本発明では溶鋼を転炉、電気炉、真空溶解炉等を用いた常法により溶製して鋼素材を得、この鋼素材（スラブ）を１０００℃〜１２００℃の範囲の温度に再加熱する。なお、この再加熱処理とは別に１０００〜１２００℃に２〜４８時間保持する溶体化処理を行って、鋼素材の歪取り、あるいは不要な析出物の固溶を促進してから後の圧延工程に供しても良い。
再加熱温度が１０００℃未満では、鋳造中に析出したＮｂやＴｉの炭窒化物を再溶解させることができなくなるとともに、熱間圧延での変形抵抗が高くなり、１パス当たりの圧下量が大きく取れなくなることから、圧延パス数が増加し、圧延能率の低下を招き、鋼素材（スラブ）中の鋳造欠陥を圧着することができない場合も生じる。
一方、再加熱温度が１２００℃を超えると、結晶として存在するγ粒を粗大化するおそれがあり、γ粒が粗大化すると靭性が低下するおそれがある。粗大なγ粒が残留すると、後の処理によっても鋼板組織の調整ができなくなるおそれがある。また、加熱温度が高温になるほど加熱時のスケールによって表面疵が生じやすく、圧延後の手入れ負荷が増大する。このため、鋼素材の再加熱温度は１０００〜１２００℃の範囲とするのが好ましい。
本発明では溶鋼を転炉、電気炉、真空溶解炉等を用いた常法により溶製して鋼素材を得、この鋼素材（スラブ）を１０００℃〜１２００℃の範囲の温度に再加熱する。なお、この再加熱処理とは別に１０００〜１２００℃に２〜４８時間保持する溶体化処理を行って、鋼素材の歪取り、あるいは不要な析出物の固溶を促進してから後の圧延工程に供しても良い。
再加熱温度が１０００℃未満では、鋳造中に析出したＮｂやＴｉの炭窒化物を再溶解させることができなくなるとともに、熱間圧延での変形抵抗が高くなり、１パス当たりの圧下量が大きく取れなくなることから、圧延パス数が増加し、圧延能率の低下を招き、鋼素材（スラブ）中の鋳造欠陥を圧着することができない場合も生じる。
一方、再加熱温度が１２００℃を超えると、結晶として存在するγ粒を粗大化するおそれがあり、γ粒が粗大化すると靭性が低下するおそれがある。粗大なγ粒が残留すると、後の処理によっても鋼板組織の調整ができなくなるおそれがある。また、加熱温度が高温になるほど加熱時のスケールによって表面疵が生じやすく、圧延後の手入れ負荷が増大する。このため、鋼素材の再加熱温度は１０００〜１２００℃の範囲とするのが好ましい。
再加熱後、直ちに、Ａｒ３点＋２０℃〜Ａｒ３点＋１００℃での累積圧下率が２０％以上の熱間圧延を実施する。この圧延時にＡｒ３点＋２０℃よりも低い温度で圧延すると、充分に圧下できなくなるおそれがあり、加工硬化が生じて強度と靭性が低下するおそれがある。また、圧延時にＡｒ３点＋１００℃を超える温度で圧延すると、後に行う工程を行っても組織が微細化しなくなるおそれがある。
前記温度範囲で行う圧延工程の累積圧下率は８％以上、５０％以下、より好ましくは２０％以上、５０％以下とする。前記温度範囲において充分に圧下しないと鋼板組織のオーステナイトを充分に扁平に加工することができなくなる。また、５０％を超える圧下率では通常設備における１パスあたりの適切な圧下量がとれないので、５０％以下が好ましい。
この工程では例えば一例として８３０℃以下の温度で熱間圧延工程を終了する条件を採用することができる。例えば８３０℃以下にて圧延することにより、鋼板表層（例えば鋼板表面から距離１０μｍ以下の領域）のγ粒に異方性を付与して圧延方向に長い組織とすることが可能となり、このγ粒の厚み（鋼板板厚方向の厚み）を制御することにより亀裂伝搬停止特性を改善することができる。
前記温度範囲で行う圧延工程の累積圧下率は８％以上、５０％以下、より好ましくは２０％以上、５０％以下とする。前記温度範囲において充分に圧下しないと鋼板組織のオーステナイトを充分に扁平に加工することができなくなる。また、５０％を超える圧下率では通常設備における１パスあたりの適切な圧下量がとれないので、５０％以下が好ましい。
この工程では例えば一例として８３０℃以下の温度で熱間圧延工程を終了する条件を採用することができる。例えば８３０℃以下にて圧延することにより、鋼板表層（例えば鋼板表面から距離１０μｍ以下の領域）のγ粒に異方性を付与して圧延方向に長い組織とすることが可能となり、このγ粒の厚み（鋼板板厚方向の厚み）を制御することにより亀裂伝搬停止特性を改善することができる。
圧延工程終了後、時間をおかずに（時間：ｔ≦１２０秒）、水冷などの手段により冷却するが、冷却開始点の温度範囲をＡｒ３点−３０℃〜Ａｒ３点＋８０℃として、この範囲の温度から冷却を開始し、５００℃以下の温度範囲まで冷却する加速冷却工程を冷却速度５〜１００℃／ｓｅｃにて行う。
この工程では例えば一例として、６８０℃以上の温度から、冷却速度１０℃／ｓｅｃ以上にて水冷を開始し、１５０〜３５０℃の温度で水冷を停止した後、放冷し、焼き戻す処理を例示することができる。
加速冷却工程においては、水をかけて冷却を開始する際の温度範囲を整えることが重要であり、そのために、Ａｒ３点−３０℃〜Ａｒ３点＋８０℃の範囲とする。温度範囲の上限をＡｒ３点＋８０℃としたのは圧延工程における最高温度のＡｒ３点＋１００℃から若干下がった温度として規定した。
この加速冷却の停止温度の上限は５００℃であり、５００℃以下まで冷却する必要があるが、これは、この温度以下まで加速冷却しないと、鋼板組織が変態しなくなるためであり、変態が満足になされないと、必要な強度が得られなくなる。
この鋼板組織の変態とは、表層の異方性を持たせたγ粒に圧延により圧延方向に長くする異方性を付与し、旧γ粒の厚みを１２μｍ以下、より好ましくは、１０μｍ以下に制御しておくことにより、表層に直径５μｍ以下の微細なベイナイト結晶を析出させることができ、このベイナイトが析出する場合の変態を意味する。
この工程では例えば一例として、６８０℃以上の温度から、冷却速度１０℃／ｓｅｃ以上にて水冷を開始し、１５０〜３５０℃の温度で水冷を停止した後、放冷し、焼き戻す処理を例示することができる。
加速冷却工程においては、水をかけて冷却を開始する際の温度範囲を整えることが重要であり、そのために、Ａｒ３点−３０℃〜Ａｒ３点＋８０℃の範囲とする。温度範囲の上限をＡｒ３点＋８０℃としたのは圧延工程における最高温度のＡｒ３点＋１００℃から若干下がった温度として規定した。
この加速冷却の停止温度の上限は５００℃であり、５００℃以下まで冷却する必要があるが、これは、この温度以下まで加速冷却しないと、鋼板組織が変態しなくなるためであり、変態が満足になされないと、必要な強度が得られなくなる。
この鋼板組織の変態とは、表層の異方性を持たせたγ粒に圧延により圧延方向に長くする異方性を付与し、旧γ粒の厚みを１２μｍ以下、より好ましくは、１０μｍ以下に制御しておくことにより、表層に直径５μｍ以下の微細なベイナイト結晶を析出させることができ、このベイナイトが析出する場合の変態を意味する。
先に説明した如く粗大なγ粒の発生を抑制し、微細化されている旧γ粒を多く含む組織であるならば、γ粒の粒界から微細なベイナイト組織が析出し、目的の鋼板組織を得ることができる。
以上の加速冷却を先に説明した組成と組織の圧延鋼板に施すならば、マルテンサイト組織が析出する割合を少なくしてフェライト組織とベイナイト組織を主体とする組織に焼き戻すことができ、必要な高い強度と高い靭性のバランスした鋼板組織とすることができる。
以上説明した方法により得られる鋼板組織では、前述のγ粒において表層部に存在する旧γ粒の直径を１２μｍ以下、望ましくは１０μｍ以下の粒径に調整することができ、これらからベイナイト組織を析出できるので、鋼板表層部において直径５μｍ以下のベイナイトの結晶を面積比率で１０％以上析出させることができる。
以上の加速冷却を先に説明した組成と組織の圧延鋼板に施すならば、マルテンサイト組織が析出する割合を少なくしてフェライト組織とベイナイト組織を主体とする組織に焼き戻すことができ、必要な高い強度と高い靭性のバランスした鋼板組織とすることができる。
以上説明した方法により得られる鋼板組織では、前述のγ粒において表層部に存在する旧γ粒の直径を１２μｍ以下、望ましくは１０μｍ以下の粒径に調整することができ、これらからベイナイト組織を析出できるので、鋼板表層部において直径５μｍ以下のベイナイトの結晶を面積比率で１０％以上析出させることができる。
以上のようにして製造した厚板鋼板は、６１０ＭＰａクラスの高強度を発揮するとともに、亀裂伝搬停止特性の指標とされるＮＲＬ落重試験おいても優れた特性を示し、−４０℃あるいはそれよりも低温域でも亀裂伝搬停止特性の優れたものが得られる。よって本発明により得られる厚板鋼板であるならば、ＬＰＧタンクなどの低温タンク、あるいは各種低温容器用途として優れた特徴を有する。
なお、このようにして得られた厚板鋼板に対し、必要に応じて酸洗などの表面処理を行ってから使用しても良い。酸洗は鋼板表面の酸化物の除去が可能である。酸洗は、インラインで行っても良いし、オフラインで行っても良い。また、一回の酸洗を行っても良いし、複数回に分けて酸洗を行っても良い。
なお、このようにして得られた厚板鋼板に対し、必要に応じて酸洗などの表面処理を行ってから使用しても良い。酸洗は鋼板表面の酸化物の除去が可能である。酸洗は、インラインで行っても良いし、オフラインで行っても良い。また、一回の酸洗を行っても良いし、複数回に分けて酸洗を行っても良い。
次に、本発明を実施例により詳細に説明する。
表１に示す成分を有する鋼素材（スラブ）を溶製し、該鋼素材を１０００〜１２００℃に加熱し、表２に示す圧延温度、圧下率で表２に示す板厚とし、その後表２に示す冷却粗速度にて冷却終了温度まで加速冷却を行い、その後放冷して厚板鋼板を得た。
以上の如く得られた厚板鋼板のγ粒厚み（μｍ）、旧γ粒結晶（旧オーステナイト粒結晶）の面積比率（％）、引張強さ（ＴＳ）、無延性遷移温度（ＮＤＴ）、母材延性・脆性遷移温度（ｖＴｒｓ）を測定した結果を表２に示す。
無延性遷移温度（ＮＤＴ）とは、ＮＲＬ（Naval Research Laboratory）落重試験と称されている方法で測定される値であり、亀裂伝搬停止特性を評価する指標である、
表１に示す成分を有する鋼素材（スラブ）を溶製し、該鋼素材を１０００〜１２００℃に加熱し、表２に示す圧延温度、圧下率で表２に示す板厚とし、その後表２に示す冷却粗速度にて冷却終了温度まで加速冷却を行い、その後放冷して厚板鋼板を得た。
以上の如く得られた厚板鋼板のγ粒厚み（μｍ）、旧γ粒結晶（旧オーステナイト粒結晶）の面積比率（％）、引張強さ（ＴＳ）、無延性遷移温度（ＮＤＴ）、母材延性・脆性遷移温度（ｖＴｒｓ）を測定した結果を表２に示す。
無延性遷移温度（ＮＤＴ）とは、ＮＲＬ（Naval Research Laboratory）落重試験と称されている方法で測定される値であり、亀裂伝搬停止特性を評価する指標である、
図１は表１と表２で示した各試料の表層旧γ粒厚み（μｍ）と、各試料で測定された無延性遷移温度（ＮＤＴ）の値の相関関係を図示したグラフである。
図１に示す相関関係から、本実施例で得られた試料においてＮＤＴの値において−４０℃を大きく下回るように、換言すると−４０℃よりも低温側にＮＤＴの値をもたらすためには、表層旧γ粒の厚みを１２μｍ以下にすることが重要であり、表層旧γ粒の厚みを１０μｍ以下とすることがより好ましいことが判明した。
図１に示す相関関係から、本実施例で得られた試料においてＮＤＴの値において−４０℃を大きく下回るように、換言すると−４０℃よりも低温側にＮＤＴの値をもたらすためには、表層旧γ粒の厚みを１２μｍ以下にすることが重要であり、表層旧γ粒の厚みを１０μｍ以下とすることがより好ましいことが判明した。
図２はＮＤＴの値が−４０℃を示した試料Ｍの厚板鋼板における表層部の結晶粒径分布を示し、図３はＮＤＴの値が＋５℃を示した試料Ｃの厚板鋼板における表層部の結晶粒径分布を示すが、図２と図３の横軸の結晶粒径５μｍのラインから左側の部分の面積率を測定することで、直径１μｍ〜５μｍの結晶の面積率を算出し、この値を５μｍ以下の結晶の面積率とすることができる。図２と図３の縦軸は各粒径の面積率を示す。
なお、図２に示す試料の結晶の面積率は１０％であり、図３に示す試料の結晶の面積率は３％であり、表２に示す各試料の結晶面積率は各試料において求めた結晶粒分布から求めたものである。
なお、図２に示す試料の結晶の面積率は１０％であり、図３に示す試料の結晶の面積率は３％であり、表２に示す各試料の結晶面積率は各試料において求めた結晶粒分布から求めたものである。
本発明は、６１０ＭＰａ級以上の強度と亀裂伝搬停止特性に優れるという靭性のバランスを図り、低温用タンクや低温容器、パイプラインなどに用いて好適な厚板鋼板であり、産業上の効果は極めて高い。
Claims (4)
- 質量％で、
Ｃ ：０．０２％〜０．１５％、
Ｓｉ：０．０１〜１．０％、
Ｍｎ：０．３〜３．０％、
Ｎｉ：０．１〜１０％、
Ｔｉ：０．００３〜０．１％を含有し、更に、
Ｃｕ：０．０５〜１．５％、
Ｃｒ：０．０５〜０．２％、
Ｍｏ：０．０５〜０．５％、
Ｖ：０．００５〜０．０５％、
Ｂ：３０ｐｐｍ以下、
Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、の少なくとも一種を含有し、かつ、
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂが０．２５％以下、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼素材を１０００〜１２００℃に加熱し、Ａｒ３点＋２０℃〜Ａｒ３点＋１００℃での累積圧下率が８％以上、５０％以下の熱間圧延実施後、Ａｒ３点−３０℃〜Ａｒ３点＋８０℃から冷却を開始し、５００℃以下で終了する加速冷却を冷却速度５〜１００℃／ｓｅｃにて行い、表層の旧γ粒の鋼板板厚方向の厚みを１２μｍ以下にコントロールすることにより、変態後表層に直径５μｍ以下の結晶を面積比率で１０％以上存在させることを特徴とする低温靭性、亀裂伝搬停止特性に優れた高張力鋼の製造方法。 - 前記Ａｒ ３ 点＋２０℃〜Ａｒ ３ 点＋１００℃での累積圧下率８％以上、５０％以下の熱間圧延により、鋼板表層の旧γ粒に異方性を付与して圧延方向に長い組織とし、旧γ相の鋼板板厚方向の厚みをコントロールすることを特徴とする請求項１に記載の低温靭性、亀裂伝搬停止特性に優れた高張力鋼の製造方法。
- ５００℃以下で加速冷却終了後、放冷して焼き戻すことを特徴とする請求項１または２に記載の低温靭性、亀裂伝搬停止特性に優れた高張力鋼の製造方法。
- 前記表層に直径５μｍ以下の結晶であって、面積比率で１０％以上存在する結晶がベイナイト結晶であることを特徴とする請求項１〜３のいずれか一項に記載の低温靭性、亀裂伝搬停止特性に優れた高張力鋼の製造方法。
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