JP5439184B2 - 低温靭性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼板及びその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、低温靭性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼板及びその製造方法に関し、より詳しくは、従来の鋼板に比べてより少量の合金元素を添加しても９３０ＭＰａ以上の強度を有し、かつ靭性に優れたラインパイプ用鋼板及びそれを製造する方法に関する。

ラインパイプは、主に原油または天然ガスの長距離輸送などのために地中に埋設される鋼管に関し、上記ラインパイプ内には高圧のガスまたは原油が流れるので、通常はラインパイプに高圧力が作用する。

また、ラインパイプの輸送効率を高めるためには、単位時間当たりに輸送可能な原油またはガス（以下、簡単に「原油など」と称する）の量を増加させる必要があり、このため、必然的にラインパイプの外径を大きく増加させる必要がある。

ラインパイプの外径を増加させる場合には、その内部を流れる原油などの量を増加させることができ、これによって原油などによりラインパイプに作用する圧力も同様に増加される。その場合、ラインパイプ用材料は、さらに高強度のものとして開発される必要があるが、ラインパイプの強度規格の観点において、未だＸ７０等級の鋼板を主に使用している現実である。上記Ｘ７０等級の鋼板は、７０ｋｓｉ、即ち、約４８０ＭＰａの強度のもので、このような強度等級の鋼板を用いてラインパイプを大口径化させることは、必然的に鋼板の厚さの増加が要求されるので非経済的である。

従って、現在まで通常に用いられているラインパイプ用鋼板に比べて、その強度が画期的に向上した鋼板への開発要求が次第に増大されているが、このような要求をすべて満たす鋼板の開発は、まだ完了していない現実である。

その理由としては、鋼板の強度を増加させる技術自体に対する障壁のみならず、鋼板の強度を増加させるに従って発生する他の問題により、適用し難くなることが挙げられる。

即ち、鋼板の強度を増加させるためには、強度増加に有効な合金元素を添加すべきであるが、このような合金元素の添加によって、充分に高い強度を得ることが難しくなり、かつ、合金元素の添加量を高めると、それに従って溶接部の低温靭性及び母材の低温靭性が過度に劣るようになるという問題も共に発生するので、鋼板の高強度化には低温靭性の向上も同時に必要となる。

なお、鋼板の強度向上のために、従来には、主に鋼板を焼入れして鋼板内部に低温微細組織、特に下部ベイナイトやマルテンサイトのような組織を形成して、鋼板の硬度を高めるとともに強度も向上しようとする技術が提案されているが、上記マルテンサイトなどのような微細組織が鋼板内部に形成されると、鋼板の強度が足りないか、または、鋼板内部の残留応力により鋼板の靭性が極めて劣るようになるという問題がある。

上記したように、鋼板の強度と靭性は、従来、両立し難い２種の物性であって、鋼板の強度が増加すると靭性が減少するという認識が一般である。

以後にも鋼板の強度と靭性を同時に確保して高強度−高靭性の鋼材を提供しようとする努力は続けられたが、そのうち１つの方法として、ＴＭＣＰ（Ｔｈｅｒｍｏ Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ Ｃｏｎｔｒｏｌｌｉｎｇ Ｐｒｏｃｅｓｓ）という方法が提案されるようになった。上記ＴＭＣＰ法は、鋼板に対する圧延及び冷却時に、機械的加工とともに熱履歴を付与して鋼板の物性を所望の物性に変化させる加工法を総称し、非常に多くの形態に変更されて使用されているが、主に、決められた温度での厳しい条件下で圧延する制御圧延工程と、適切な範囲の冷却速度で鋼板を冷却する加速冷却工程とからなる。

このようなＴＭＣＰ法を用いる場合、鋼板内部に微細な結晶粒を形成させ、組織を適切に所望の形態に制御することによって、理論上では所望の物性をある程度まで円滑に制御できるという長所がある。

しかしながら、上記のようなＴＭＣＰの加速冷却工程を通じて所望の強度を有する鋼板を製造するためには、従来技術と同様に硬質組織を形成させる必要がある。従って、ＴＭＣＰ法によって製造された鋼板であっても、強度が増加すると靭性が減少する傾向にあることは、不可避な実情である。

従って、高強度鋼材の分野においては、鋼材の強度水準を高めるために持続的に研究開発を実施するとともに、低温靭性を向上させる手段を確保するための努力が持続的に実施されてきた。

このような問題を解決するため、焼戻し処理が最も幅広く使用される。

例えば、特許文献１〜特許文献８には、図１に図示したように圧延及び冷却をするＴＭＣＰ処理を行った後、Ａ_ｃ１変態温度（加熱時、フェライトがオーステナイトに変態する温度）未満で焼戻しを追加的に行う工程が含まれている製造方法が記載されている。しかし、鋼板の冷却後に焼戻しを行うために再加熱をしなければならないので、エネルギーの消費量が大きく、かつ焼戻し工程を別途に追加しなければならないので、コストアップとなる問題がある。

また、鋼材の強度を上昇させるため多くの種類の合金元素が鋼材に添加されるが、そのうち最も効果的に使用される元素の１つとしてはＭｏが挙げられる。例えば、特許文献９〜１２は、多量のＭｏ、特に０．２重量％以上のＭｏを含むことによって鋼材の微細組織に下部ベイナイトとラスマルテンサイトを含む技術が記載されている。特に、類似した技術として、特許文献１３を参考すると、０．３５重量％以上のＭｏを含む鋼を主要な発明例として採用しており、かつ、０．１４重量％のＭｏ含量を示す比較例では、９３０ＭＰａよりも低い引張強度を示しているのが分かる。

しかし、Ｍｏは、それ自体が高価な元素であるため、Ｍｏを、上述したように、０．１５重量％または０．２重量％以上使用すると、鋼材の製造コストを上昇させる原因となる。さらに、図３に示した下部ベイナイト組織は、図２から明らかなように、相変態が発生する温度範囲が非常に狭く、鋼を製造する冷却条件が厳しく、過度に高い冷却速度を必要とするため、製造設備の能力条件が非常に厳しく、かつ、高い冷却速度により板の変形という問題などが発生する可能性があるので、鋼板の製造後、追加的に、形状を制御するための処理などが必要になり、製造条件が複雑で難しいという問題がある。

米国特許５５４５２６９号明細書 米国特許５７５５８９５号明細書 米国特許５７９８００４号明細書 米国特許５９０００７５号明細書 米国特許６０４５６３０号明細書 米国特許６１８３５７３号明細書 米国特許６２４５２９０号明細書 米国特許６５３２９９５号明細書 米国特許６２２４６８９号明細書 米国特許６２２８１８３号明細書 米国特許６２４８１９１号明細書 米国特許６２６４７６０号明細書 大韓民国特許特２０００−００５３３８９０号公報

本発明は、上記の問題点を解決するためのものであって、Ｍｏの含量を多量に使用しなくても、引張強度が高く低温靭性に優れた鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。

本発明の一側面によれば、本発明の鋼板は、重量％で、Ｃ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：０〜０．６％、Ｍｎ：１．６〜２．１％、Ｃｕ：０〜１．０％、Ｎｉ：０〜１．０％、Ｎｂ：０．０２〜０．０６％、Ｖ：０〜０．１％、Ｍｏ：０．１〜０．５％、Ｃｒ：０〜１．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ａｌ：０．０１〜０．０６％、Ｂ：０．０００５〜０．００２５％、Ｎ：０．００１〜０．００６％、Ｃａ：０〜０．００６％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００５％以下、残部Ｆｅ及びその他の不可避な不純物を含み、微細組織としてベイニティックフェライト（Ｂａｉｎｉｔｉｃ Ｆｅｒｒｉｔｅ）とアシキュラーフェライト（Ａｃｉｃｕｌａｒ Ｆｅｒｒｉｔｅ、「針状フェライト」ともいう）の合計が面積分率を基準に７５％以上含まれることを特徴とする。

本発明の他の側面によれば、本発明の鋼板は、重量％で、Ｃ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：０〜０．６％、Ｍｎ：１．６〜２．１％、Ｃｕ：０〜１．０％、Ｎｉ：０〜１．０％、Ｎｂ：０．０２〜０．０６％、Ｖ：０〜０．１％、Ｍｏ：０．１〜０．５％、Ｃｒ：０〜１．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ａｌ：０．０１〜０．０６％、Ｂ：０．０００５〜０．００２５％、Ｎ：０．００１〜０．００６％、Ｃａ：０〜０．００６％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００５％以下、残部Ｆｅ及びその他の不可避な不純物を含み、微細組織としてベイニティックフェライトとアシキュラーフェライトとの合計が面積分率を基準に７５％以上含まれ、降伏強度が９３０ＭＰａ以上、−４０℃のシャルピ衝撃吸収エネルギーが２３０ジュール以上であることを特徴とする。

このとき、上記鋼板に、上記のＭｏは、０．０１５％以下添加されることがさらに好ましい。

また、上記鋼板の上記微細組織は、グラニュラベイナイト（Ｇｒａｎｕｌａｒ Ｂａｉｎｉｔｅ）の含量が面積分率を基準に５％以下であることが好ましい。

なお、オーステナイト結晶粒度の厚さ方向の大きさが１５μｍ以下であることが特に好ましい。

本発明のさらに他の側面によれば、主にベイニティックフェライトとアシキュラーフェライトまたはこれらの混合組織を含む微細組織を有する超高強度・高靭性の鋼材を製造するための好ましい方法は、実質的に全てのバナジウムとニオブの炭化物と炭窒化物が溶解するのに十分な温度で鋼スラブを加熱するステップと、オーステナイトの再結晶温度の範囲で１回熱間圧延またはそれ以上の熱間圧延段階で上記スラブを圧下するステップと、Ｔ_ｎｒ温度（オーステナイトが再結晶しない温度より低い温度）未満であり、Ａｒ_３変態点（即ち、冷却時に、オーステナイトからフェライトへの変態が始まる温度）超過の温度範囲で１回熱間圧延またはそれ以上の熱間圧延段階で上記鋼板を圧下するステップと、圧延された鋼板を２０〜５０℃／秒の冷却速度で冷却するステップと、２００〜４００℃の温度で上記鋼板の冷却を停止するステップと、上記鋼板を大気温度で空冷するステップと、を含む。

このとき、上記鋼板に、上記のＭｏは、０．０１５％以下添加されることがより好ましい。

また、上記鋼板の２０〜５０℃／秒の冷却速度での冷却を停止した後には、上記鋼板を大気温度まで空冷させることが効果的である。

本発明によれば、Ｍｏを多量に添加しなくても、高強度を確保することができ、かつ、低温靭性にも優れた鋼板を提供することができる。

圧延と冷却を経て生産された鋼板に対して、物性を確保するために焼戻し（ｔｅｍｐｅｔｉｎｇ）を行う製造方法と、焼戻しを行うことなく物性を確保する製造方法とを比較したグラフである。図中、その他の表記は、Ｌｏｗｅｒ Ｂａｉｎｉｔｅ：下部ベイナイトである。 下部ベイナイト（Ｌｏｗｅｒ Ｂａｉｎｉｔｅ）とラスマルテンサイト（Ｌａｔｈ Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ）を主な微細組織として構成する鋼材の冷却条件と、ベイニティックフェライト（Ｂａｉｎｉｔｉｃ Ｆｅｒｒｉｔｅ）とアシキュラーフェライトを主な微細組織として構成する鋼材の冷却条件とを比較するために示したＴＴＴダイヤグラムである。図中、その他の表記は、Ｇｒａｎｕｌａｒ Ｂａｉｎｉｔｅ：グラニュラベイナイト、Ｆｅｒｒｉｔｅ：フェライトである。 下部ベイナイトを透過電子顕微鏡で観察した写真である。 ベイニティックフェライトを透過電子顕微鏡で観察した写真である。 アシキュラーフェライトを透過電子顕微鏡で観察した写真である。 グラニュラベイナイトを透過電子顕微鏡で観察した写真である。

本発明の上記及びその他の側面、特徴、及びその他の効果は、添付の図面とともに以下の詳細な説明からより明確に理解される。

本発明の実施の形態を添付の図面を参照して説明する。

上記した従来の技術の問題点を解決するために鋭意研究を行ったところ、本発明の発明者らは以下の事実を見い出すことができた。即ち、鋼板の強度を増加させるために鋼材に添加されるＭｏを、従来の発明より少なく添加することによって、鋼板は、超高強度鋼を製造するための従来の発明から形成された下部ベイナイトまたはラスマルテンサイトを形成しなくても、十分な強度が得られる。それとともに、鋼板は、圧延条件を制御してオーステナイト結晶粒の大きさを微細に調整し、下部ベイナイトまたはラスマルテンサイトのような超硬質組織でない種類の組織を形成することにより、良好な靭性も得えられる。本発明はこのような発見に基づいたものである。

即ち、本発明は、Ｍｏの含量は減少させ、かつ他の合金元素の添加量を調節する一方、微細な結晶粒を有するベイニティックフェライトとアシキュラーフェライトで制御して、従来の硬質組織を有する鋼板に対比して同等以上の強度を有し、また、上記組織の結晶粒の大きさを微細にすることによって従来の下部ベイナイトやラスマルテンサイトよりも優れた低温靭性を有するようにした鋼板と、上記鋼板を製造する方法を提供することをその特徴とする。

以下、本発明の鋼板の組成、微細組織及び製造方法の順に詳しく説明する。

（鋼板の組成）
本発明では、その対象としている鋼板の組成を十分な強度と溶接部の靭性を含む靭性を有するように、下記のように選定した。

炭素（Ｃ）：０．０３〜０．１０重量％
Ｃは、固溶強化を通じて溶接部及びその母材を強化する最も効果的な元素であり、小さな大きさのセメンタイト、Ｖ及びＮｂ炭窒化物［Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）］及びＭｏ炭化物［Ｍｏ_２Ｃ］を鋼材に形成することによる析出硬化によって強化効果が得られる。さらに、Ｎｂ炭窒化物は、熱間圧延時にオーステナイトの再結晶を抑制して結晶粒の成長を防ぐことによって、結晶粒の微細化により強度及び低温靭性を同時に向上させることができる。Ｃは、冷却中、鋼板内部に強い微細組織を形成させる能力である硬化能を向上させる役割もする。通常、０．０３重量％未満になると、このような強化効果を得ることができず、０．１重量％を超過して添加すると、現場溶接後に、鋼板が低温割れに敏感になり、鋼板及び溶接熱影響部における靭性が低下される可能性もある。

Ｓｉ：０〜０．６重量％
ケイ素（Ｓｉ）は、Ａｌを補助して溶鋼を脱酸する役割を行い、固溶強化元素としても効果を示す。Ｓｉを０．６重量％超過と過多に添加すると、現場溶接性及び溶接熱影響部の靭性を大きく低下させる。ＡｌあるいはＴｉが脱酸する役割を行うので、脱酸のためＳｉを必ず添加しなければならないわけではない。

Ｍｎ：１．６〜２．１重量％
マンガン（Ｍｎ）は、鋼材を固溶強化させるのに効果的な元素であり、硬化能の増加効果とともに高強度を発揮するためには、１．６重量％以上が必要である。しかし、２．１重量％超過して添加すると、製鋼工程でスラブを連続鋳造時に中心偏析を助長し、靭性を低下させる傾向がある。さらに、Ｍｎを過多に添加すると、硬化能を過度に向上させて現場溶接性を悪化させ、溶接熱影響部の靭性を低下させるようになる。

Ｃｕ：０〜１．０重量％
銅（Ｃｕ）は、母材金属及び溶接熱影響部を強化させる元素である。しかし、Ｃｕを過多に添加すると、溶接熱影響部の靭性及び現場溶接性を低下させる傾向がある。

Ｎｉ：０〜１．０重量％
ニッケル（Ｎｉ）は、低炭素鋼において現場溶接性及び低温靭性を損なうことなく物性を向上させる元素である。Ｍｎ及びＭｏに比べて、Ｎｉは低温靭性を低下させる島状マルテンサイト（ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−ａｕｓｔｅｎｉｔｅ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔｓ）を少なく形成させ、溶接熱影響部の靭性を向上させるとともに、連続鋳造及び熱間圧延時にＣｕ添加の鋼で発生する表面割れの発生を抑制させる。しかし、Ｎｉは高価な元素であり、過多なＮｉ添加は溶接熱影響部の靭性をかえって低下させる。

Ｎｂ：０．０２〜０．０６重量％
ニオブ（Ｎｂ）は、鋼板の圧延微細構造の結晶粒の微細化を通じて強度と靭性を同時に向上させる役割をする。熱間圧延中に生成されるＮｂ炭窒化物［Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）］は、オーステナイトの再結晶を抑制して結晶粒の成長を阻害してオーステナイト結晶粒を微細化する。また、Ｍｏとともに添加されると、オーステナイトの再結晶を抑制して結晶粒の微細化の効果が増大され、析出の強化及び硬化能の向上による強化効果がさらに大きくなる。Ｂが存在すると、硬化能をさらに増加させる効果が得られる。このような効果を得るためには０．０２重量％以上含有することが好ましい。しかし、０．０６重量％を超過して添加すると、更なる効果上昇は期待することが難しく、かつ溶接性及び溶接熱影響部の靭性に悪影響を与えるようになる。

Ｖ：０〜０．１重量％
バナジウム（Ｖ）は、Ｎｂと類似した役割をするが、その効果はＮｂよりは多少小さい。しかし、ＮｂとＶがともに添加されると、その効果が大きく拡大する。しかし、溶接熱影響部の靭性及び溶接性を考慮し、その上限を０．１重量％とする。

Ｍｏ：０．１〜０．５重量％
モリブデン（Ｍｏ）は、硬化能を向上させ、特に、Ｂとともに添加すると硬化能の向上効果は非常に大きく現われる。また、Ｎｂとともに添加するとオーステナイトの再結晶を抑制して結晶粒の微細化に寄与する。しかし、Ｍｏを過度に添加すると、現場溶接時に溶接熱影響部の靭性を低下させるため、０．５％以下を維持することが好ましく、０．０１〜０．１５％に維持することがさらに好ましい。

Ｃｒ：０〜１．０重量％
クロム（Ｃｒ）は、硬化能を向上させる役割をする。しかし、Ｃｒを過度に添加すると、現場溶接後に低温割れを発生させ、母材及び溶接部熱影響部の靭性を低下させるため、１．０重量％を上限にする。

Ｔｉ：０．００５〜０．０３重量％
Ｔｉは、微細なＴｉ窒化物（ＴｉＮ）を形成し、スラブ加熱時にオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制することによって結晶粒の微細化に寄与する。さらに、ＴｉＮは、溶接熱影響部の結晶粒の粗大化を防ぐとともに、溶鋼中のフリーＮを固定することによって靭性を向上させる。フリーＮを充分に固定するためには、ＴｉがＮ添加量の３．４倍（重量基準）以上になることが好ましい。従って、Ｔｉは基地金属及び溶接熱影響部の高強度化及び結晶粒を微細化させるのに有用な元素であり、鋼中にＴｉＮとして存在して、圧延のための加熱過程で結晶粒の成長を抑制する効果があり、また、窒素と反応して残ったＴｉが鋼中に固溶され、炭素と結合してＴｉＣの析出物が形成され、ＴｉＣの形成は非常に微細で鋼の強度を大幅に向上させる。Ａｌの添加量が少なすぎる（０．００５重量％未満）と、Ｔｉ酸化物を形成させ、溶接熱影響部に粒内アシキュラーフェライトの核生成サイトとして作用することになる。従って、ＴｉＮ析出によるオーステナイト結晶粒の成長抑制の効果及びＴｉＣ形成による強度増加を得るためには、Ｔｉを少なくとも０．００５重量％以上を添加する必要がある。一方、Ｔｉが０．０３重量％超過で添加されると、Ｔｉ窒化物の粗大化及びＴｉ炭化物による硬化が過度になって、低温靭性を非常に低下させ、鋼板を溶接して鋼管を製造するとき、溶融点まで急熱され、ＴｉＮが再固溶されることによって、溶接熱影響部の靭性が低下されるので、Ｔｉ添加の上限は０．０３重量％とする。

Ａｌ：０．０１〜０．０６重量％
アルミニウム（Ａｌ）は、通常、鋼の脱酸を目的として添加する。また、微細組織の微細化だけでなく、溶接熱によりＴｉＮが部分的に溶解され、それよって窒素が溶解されるようにする溶接熱影響部の粗大結晶粒の領域でフリーＮを除去することによって熱影響部の靭性を向上させる。しかし、０．０６重量％を超過して含有されると、Ａｌ酸化物（Ａｌ_２Ｏ_３）を形成して基地金属及び熱影響部の靭性を低下させる。Ｔｉ及びＳｉの添加で脱酸することができるので、Ａｌは重要な元素ではない。

Ｂ：０．０００５〜０．００２５重量％
ボロン（Ｂ）は、低炭素鋼での硬化能を大きく向上させ、溶接性及び低温割れの抵抗性を増加させる。特に、Ｍｏ及びＮｂの硬化能の向上効果を増大させる役割をするとともに、結晶粒界の強度を増加させ、水素によって発生される粒内割れを抑制する。しかし、Ｂを過度に添加すると、Ｆｅ_２３（Ｃ，Ｂ）_６の脆化粒子の析出による脆化の原因となる。従って、Ｂの含量は、他の硬化能元素の含量を考慮して決めなければならなく、本発明ではＢの含量として上述したように０．０００５〜０．００２５重量％の範囲が好ましい。

Ｎ：０．００１〜０．００６重量％
チッ素（Ｎ）は、スラブ加熱中にオーステナイト結晶粒の成長を抑制し、ＴｉＮ析出物を形成し、溶接熱影響部のオーステナイト結晶粒の成長を抑制する。しかし、Ｎを過度に添加すると、スラブの表面欠陥を助長してＢの硬化能の効果を減少させ、溶質窒素がある場合は母材及び溶接熱影響部の靭性を低下させる。

Ｃａ：０〜０．００６重量％
Ｃａは、ＭｎＳ介在物の形状を制御し、低温靭性を向上させる元素として使われる。しかし、Ｃａを過度に添加すると、多量のＣａＯ−ＣａＳが形成及び結合して大きなクラスターと粗大な介在物を形成するので、鋼の清浄度低下は勿論、現場溶接性を損なう。

Ｐ：０．０２％以下
リン（Ｐ）は、Ｍｎなどと結合し非金属介在物を形成して鋼を脆化させる問題を発生させるので、積極低減する必要があるが、Ｐを極限まで低減するためには製鋼の工程負荷が深化され、０〜０．０２％では上記の問題点が大きく発生しないので、その上限を０．０２重量％とする。

Ｓ：０．００５％以下
硫黄（Ｓ）は、Ｍｎなどと結合し、鋼を脆化させ、赤熱脆性を起こす元素であり、上記Ｐと同様に製鋼の工程負荷を考慮し、その上限を０．００５重量％と限定する。

（微細組織）
上述した成分系を有することに加え、強度と靭性に優れた鋼板を製造するために、鋼板は以下の微細組織を有することが好ましい。

即ち、本発明で提供する鋼板内部の微細組織は、図４に図示した形状のベイニティックフェライトと、図５に図示した形状のアシキュラーフェライトとの合計として７５％以上を含む。ここで、上記組織の割合は面積分率を意味する。

上記のような形態の微細組織相の外、一部はグラニュラベイナイトが形成されることができる。上記グラニュラベイナイトは低温靭性を阻害する原因になるので、その含量を面積分率を基準に５％以下に制限しなければならない。

なお、本発明の鋼板は、その微細組織が非常に微細である。これは、微細組織の微細化が大きいほど割れの伝播を沮止して脆性の破壊を防止することができるためであり、本発明の発明者らによると、好ましい結晶粒の大きさは、オーステナイト結晶粒の大きさの基準で１５μｍ以下である。

上述したように、成分系を有し、微細組織の条件を満たす鋼板は、降伏強度が９３０ＭＰａ以上、−４０℃の衝撃靭性が２３０ジュール以上のものであって、本発明で目的とする性質を満たす鋼板である。

（製造方法）
上述したような本発明の目的を満たす鋼材を製造するため、本発明者らによって導出された、最も好ましい方法について以下に説明する。

本発明の製造方法は、概略的に、鋼スラブを加熱し、該鋼スラブをオーステナイトの再結晶温度領域で１回熱間圧延または２回以上の多段階熱間圧延し、Ｔ_ｎｒ温度未満でありＡｒ_３変態点超過の温度領域で１回熱間圧延または２回以上の多段階熱間圧延でさらに圧延を行い、該圧延鋼板を２０〜５０℃／秒の冷却速度で冷却し、２００〜４００℃で該鋼板の冷却を停止する過程を含む。上記冷却された鋼板を空冷または室温で冷却させるのが好ましい。

以下、各方法の詳細について説明する。

スラブ加熱：１０５０〜１１５０℃
スラブの加熱工程は、後続される圧延工程を円滑に行い、目標とする鋼板の物性を充分に得られるように鋼を加熱する工程であるため、目的に合うように適した温度の範囲内で加熱工程が行わなければならない。上記加熱工程で重要なことは、スラブ内部で析出型元素が充分に固溶できる程度の均一な加熱だけでなく、加熱温度により結晶粒が過度に成長することを最大限に防止しなければならないということである。もし、スラブの加熱温度が上記１０５０℃未満になるとＮｂやＶがスラブ中に再固溶されず、鋼板の高強度化が難しく、かつ、部分再結晶の発生でオーステナイト結晶粒が不均一に形成されるので高靭性化が難しい。上記１１５０℃を超過するとオーステナイト結晶粒が過多に粗大化され、鋼板の結晶粒の大きさが増加する原因を提供するようになり、その結果、鋼板の靭性が極めて低下される。従って、加熱温度の範囲は１０５０〜１１５０℃が好ましい。

圧延条件
鋼板が低温靭性を備えるためには、オーステナイト結晶粒が微細な大きさで存在すべきであり、これは圧延温度及び圧下率を制御することによって可能となる。本発明における圧延は２つの温度領域で実施するのが好ましいが、上記２つの温度領域で再結晶の挙動が異なるので、圧延条件をそれぞれの圧延温度で設定することが好ましい。先ず、オーステナイトの再結晶温度領域では初期スラブの厚さに対し、２０〜８０％の総圧下率で１回熱間圧延または２回以上の多段階熱間圧延を行う。上記のようなオーステナイトの再結晶温度領域での圧延は、オーステナイトの再結晶を通じて結晶粒を小さくする効果を有するが、多段階圧延を行う場合、オーステナイトの再結晶後に結晶粒が成長しないように各段階の圧下率及び時間を適切に制御しなければならない。上述した工程によって形成された微細なオーステナイト結晶粒は、最終鋼板材の低温靭性を向上させる役割をするようになる。その後、Ｔ_ｎｒ（オーステナイトの再結晶が起きない温度）とＡｒ_３温度（オーステナイトからフェライトに変態する温度）との間であるオーステナイトの未再結晶領域で１回圧延または２回以上の多段階圧延を再び行って、鋼板を製造する。このとき、オーステナイト再結晶温度領域で圧延を終えたスラブの厚さに対して４０〜８０％の総圧下率で圧延を行う。このようなＴ_ｎｒ（オーステナイトの再結晶が起きない温度）とＡｒ_３（オーステナイトからフェライトに変態する温度）との間の温度領域での圧延は、結晶粒を潰し、結晶粒内部に変形による転位を発達させて、圧延後の冷却時に低温変態相を形成する核生成サイトとして作用するようになる。

冷却速度：２０〜５０℃／秒
冷却速度は鋼板の靭性と強度を向上させる重要要素の１つである。上記冷却速度は、鋼板の組織を、上述したように、ベイニティックフェライトまたはアシキュラーフェライトで制御するためのものであり、冷却速度の遅い場合には、多角形フェライト（Ｐｏｌｙｇｏｎａｌ Ｆｅｒｒｉｔｅ）や図６に図示した形態のグラニュラベイナイトなどの好ましくない組織が粗大な結晶粒の大きさを有して形成され、強度及び靭性が大きく低下される恐れがある。しかし、それに対し、５０℃／秒超過の高い冷却速度で冷却する場合には、過多な冷却水量によりマルテンサイトのような硬質相が形成されるか、または、鋼板の歪み現象が発生することによって鋼板の形状が不良となる。

冷却停止温度：２００〜４００℃
鋼板の微細組織を制御するためには冷却速度の効果が充分に発現される温度まで冷却する必要がある。若し、冷却を停止する温度である冷却停止温度が４００℃超過であると、鋼板内部に微細な結晶粒を有するベイニティックフェライト及びアシキュラーフェライトを充分に形成し難いため、降伏強度を向上させる効果が不充分となる。従って、上記冷却停止温度の上限を４００℃と限定する。しかし、冷却停止温度が２００℃未満であると、その効果が飽和されるだけでなく、過度な冷却による板の歪みという問題が発生する可能性もある。

下記表１に記載の組成のスラブを加熱−圧延−冷却して厚さ１６ｍｍの鋼板を製造した。各鋼板の製造条件は同一に設定した。即ち、鋼材の種類に関わらず上記スラブに対する加熱温度は１１２０℃であり、その後、１０５０〜１１００℃（オーステナイトの再結晶温度）で総圧下率７３％で９〜１１段階の多段階圧延を行い、その後、７５０〜９５０℃（オーステナイトの未再結晶温度）で総圧下率７６％で９〜１１段階の第２の多段階圧延を行って、鋼板を製造した。圧延直後に２５〜３５℃／秒の冷却速度で冷却を行って、２５０〜３５０℃で冷却を停止し、その後、大気に放置して空冷されるようにした。

但し、上記表１において＊表示された元素の含量単位はｐｐｍであり、残りの元素の含量単位は重量％である。

上記表１から明らかなように、発明鋼１ないし発明鋼４は本発明の条件を満たす。しかし、比較鋼１はＣが過度に低い場合に該当され、比較鋼２はＣが過度に高い場合に該当される。また、比較鋼３はＭｎが過度に高い場合であり、比較鋼４はＴｉが過度に高い場合である。比較鋼５と６は、Ｂが過度に高い場合に該当する。

上記表１の組成を有するスラブを利用した鋼板の試料を製造し、引張試験、衝撃試験及び延性−脆性遷移温度を測定し、結果を表２に示した。

但し、表２においてｖＥ−４０は−４０℃での衝撃靭性、ｖＴｒｓは延性−脆性遷移温度、ＢＦはベイニティックフェライト、ＡＦはアシキュラーフェライトである。

上記表２の結果から明らかなように、本発明の組成を有する発明鋼の場合は、すべて引張強度が９３０ＭＰａ以上、−４０℃での衝撃靭性が２３０ジュール以上、延性−脆性遷移温度もまた−７０℃以下であり、良好な物性を示している。一方、Ｃ含量が低い比較鋼１の場合、衝撃靭性は良好であるが、引張強度は本発明における発明鋼のおよそ１／２水準で非常に低い値を示し、Ｃ含量が過度に高い比較鋼２の場合、引張強度は１０００ＭＰａ以上と超高強度を示したが、−４０℃の衝撃靭性が１０２ジュール、延性−脆性遷移温度が−４８℃であり、強度と靭性が両立されない従来の鋼の問題点をそのまま示していた。なお、Ｍｎが過多に添加された比較鋼３の場合においても、比較鋼２と類似した挙動を示すことが確認できた。比較鋼４はＴｉが過多に添加された場合であるが、−４０℃の衝撃靭性と延性−脆性遷移温度が充分でないことが確認できた。また、Ｂ含量が過度に高い比較鋼５及び比較鋼６の場合においても強度には優れているが、衝撃靭性と延性−脆性遷移温度を満たしていないことが確認できた。

従って、本発明で対象とする鋼板の組成の影響を確認することができた。

発明鋼１の組成を有するスラブを選択して下記表３の条件で圧延した。

上記表３から明らかなように、発明例１ないし発明例４は本発明の条件をすべて満たす場合であり、比較例１は冷却速度が過度に高い場合である。比較例２と比較例３はスラブの再加熱温度が過度に高い場合であり、特に、比較例３はスラブ加熱温度が高いだけでなく、冷却停止温度も過度に高い場合である。比較例４と比較例５は冷却速度が過度に低い場合であり、特に、比較例５は冷却速度が過度に低く、かつ冷却停止温度も過度に高い場合である。比較例６は未再結晶領域の圧下率が過度に低い場合である。

上記表３に記載の条件にて鋼板を製造し、引張試験、衝撃試験及び延性−脆性遷移温度を測定し、結果を下記の表４に示した。

但し、表４においてｖＥ−４０は−４０℃での衝撃靭性、ｖＴｒｓは延性−脆性遷移温度、ＢＦはベイニティックフェライト、ＡＦはアシキュラーフェライトである。

上記表４から明らかなように、本発明の条件を満たす発明例１ないし発明例４の場合はすべて引張強度が９３０ＭＰａ以上、衝撃靭性（−４０℃）が２３０ジュール以上であり、優れた物性を有することが確認できた。しかし、比較例１は冷却停止温度が過度に高い場合で、微細な低温相が適切に形成されず、引張強度が低い結果を示した。比較例２はスラブの再加熱温度が過度に高くて粗大なオーステナイト結晶粒によって低温靭性が低い結果となった。また、比較例３はスラブの再加熱温度と冷却停止温度が過度に高い場合で、比較例２の場合と同様な理由により低温靭性が低く、比較例１の場合と同様な理由により引張強度が低い結果を示した。比較例４は冷却速度が過度に低い場合で、意図する微細組織を適切に形成せず、多角形フェライトあるいはグラニュラベイナイトの混合物が形成され、引張強度と低温靭性のいずれも低い結果を示した。比較例５は冷却速度が過度に低く、冷却停止温度が過度に高いため、上記した理由により引張強度と低温靭性のいずれも低い結果を示した。比較例６は未再結晶領域の圧下率が過度に低い場合で、オーステナイト結晶粒が適切に延伸できず、かつ、結晶粒の内部に転位を蓄積させることができず、低温変態相が適切に形成されず、低温靭性が過度に低い結果を示した。

これによって、本発明による製造方法の効果を確認することができた。

Claims (4)

1. 重量％で、Ｃ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：０超〜０．６％、Ｍｎ：１．６〜２．１％、Ｃｕ：０超〜１．０％、Ｎｉ：０超〜１．０％、Ｎｂ：０．０２〜０．０６％、Ｖ：０超〜０．１％、Ｍｏ：０．１５％以下、Ｃｒ：０超〜１．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ａｌ：０．０１〜０．０６％、Ｂ：０．０００５〜０．００２５％、Ｎ：０．００１〜０．００６％、Ｃａ：０超〜０．００６％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００５％以下、残部Ｆｅ及びその他の不可避な不純物からなり、微細組織としてベイニティックフェライトとアシキュラーフェライトとの合計が面積分率を基準に７５％以上含まれ、グラニュラベイナイトの含量が面積分率を基準に５％以下であり、引張強度が９３０ＭＰａ以上、−４０℃のシャルピ衝撃吸収エネルギーが２３０ジュール以上である低温靭性に優れた超高強度鋼板。
2. オーステナイト結晶粒の厚さ方向の大きさが１５μｍ以下である、請求項１に記載の低温靭性に優れた超高強度鋼板。
3. 重量％で、Ｃ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：０超〜０．６％、Ｍｎ：１．６〜２．１％、Ｃｕ：０超〜１．０％、Ｎｉ：０超〜１．０％、Ｎｂ：０．０２〜０．０６％、Ｖ：０超〜０．１％、Ｍｏ：０．１５％以下、Ｃｒ：０超〜１．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ａｌ：０．０１〜０．０６％、Ｂ：０．０００５〜０．００２５％、Ｎ：０．００１〜０．００６％、Ｃａ：０超〜０．００６％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００５％以下、残部Ｆｅ及びその他の不可避な不純物からなる鋼スラブを１０５０〜１１５０℃で加熱するステップと、
   前記加熱された鋼スラブをオーステナイトの再結晶温度以上の温度範囲で２０〜８０％の圧下率で１回熱間圧延または２回以上の多段階熱間圧延するステップと、
   前記圧延された鋼スラブをオーステナイトの再結晶温度以下からＡｒ３以上までの温度範囲で４０〜８０％の圧下率で１回熱間圧延または２回以上の多段階熱間圧延して鋼板として製造するステップと、
   前記圧延された鋼板を２０〜５０℃／秒の冷却速度で冷却するステップと、
   前記鋼板の冷却を２００〜４００℃の温度で停止するステップと、を含み、
   微細組織としてベイニティックフェライトとアシキュラーフェライトとの合計が面積分率を基準に７５％以上含まれ、グラニュラベイナイトの含量が面積分率を基準に５％以下であり、引張強度が９３０ＭＰａ以上、−４０℃のシャルピ衝撃吸収エネルギーが２３０ジュール以上である低温靭性に優れた超高強度鋼板の製造方法。
4. 前記鋼板の冷却停止後には前記鋼板を空冷または室温で冷却させる、請求項３に記載の低温靭性に優れた超高強度鋼板の製造方法。

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