JP6211170B2 - 耐亜鉛誘導亀裂鋼板およびその製造方法 - Google Patents

耐亜鉛誘導亀裂鋼板およびその製造方法 Download PDF

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Description

発明の分野
この発明は、構造用鋼およびその製造方法に関し、特に耐亜鉛誘導亀裂鋼板およびその製造方法に関し、鋼板は、≧４６０ＭＰａの降伏強さ、≧５５０ＭＰａの引張り強さ、および摂氏−６０度（単一値）で≧４７Ｊの衝撃エネルギを有し、亜鉛誘導亀裂抵抗がある（ＣＥＺ≦０．４４％）。仕上鋼板のミクロ組織は、フェライト＋小さくかつ分散して均質に分布されるベイナイトコロニーであり、平均粒子サイズは１０μｍより大きくなく制御され、溶接熱影響部のミクロ組織は、小さく均質なフェライト＋少量のパーライトである。
背景
低炭素（高強度）低合金鋼は最も重要な工学構造材料の１つであることはよく知られており、石油および天然ガスパイプライン、海洋プラットホーム、造船、橋梁、圧力容器、建築物構造体、自動車産業、鉄道輸送および機械製造に広く適用される。低炭素（高強度）低合金鋼の性能は、化学成分およびその製造工程における工程システムに依存し、強度、靭性および溶接性は、低炭素（高強度）低合金鋼の最も重要な性能であり、それは、仕上鋼製品のミクロ組織状態によって最終的に判断される。科学技術が継続的に発達しているなか、人々は鋼の強度靭性および溶接性に対してより高い要件、つまり、鋼の使用量を低減し、コストを低減し、鋼構造のそれ自体の重量を低減し、構造の安全性を改善するよう、相対的に低い製造費を維持しながら鋼板の性能を大きく改善することを提案する。
２０世紀の終りから今まで、次世代の鋼材料を開発する研究頂点が世界中で生じているが、それは、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＣｕなどのような貴合金元素の含有量におけるいかなる増大もなく、合金組合せ設計の最適化およびＴＭＣＰプロセス技術の一新を通して一致する、よりよい構造を得、それによって、より高い強度靭性、よりよい溶接性、ならびにＡｌおよびＺｎなどのさまざまな金属での噴霧法に対する溶接接合部の適合を得ることを必要とする。
先行技術において、≧４１５ＭＰａの降伏強さおよび摂氏−６０度で≧３４Ｊの低温衝撃靱性を有する厚鋼材板を製造する際には、ある量のＮｉまたはＣｕ＋Ｎｉ元素（≧０．３０％）が一般的には添加され、たとえば［海洋力学および極寒工学に関する河口（１９８６）国際シンポジウムならびに公開（The Firth (1986) international Symposium and Exhibit on Offshore Mechanics and Arctic Engineering）、１９８６年、東京（日本）、３５４；“DEVELOPMENTS IN MATERIALS FOR ARCTIC OFFSHORE STRUCTURES（極寒海洋構造物のための材料における開発）”;「Structural Steel Plates for Arctic Use Produced by Multipurpose Accelerated Cooling System（多目的の加速冷却システムによって製造される、極寒使用のための構造用鋼板）」（日本語）、川崎製鉄技報、１９８５年、Ｎｏ．１ ６８−７２；「Application of Accelerated Cooling For Producing 360 MPa Yield Strength Steel plates of up to 150mm in Thickness with Low Carbon Equivalent（低い炭素当量で厚みが１５０ｍｍまでの３６０ＭＰａ降伏強さ鋼板を製造するための加速冷却の適用）」、加速冷却圧延鋼（Accelerated Cooling Rolled Steel）、１９８６年、２０９−２１９；「High Strength Steel Plates For Ice-Breaking Vessels Produced by Thermo-Mechanical Control Process（熱加工制御によって製造される、砕氷船のための高強度鋼板）」、加速冷却圧延鋼、１９８６年、２４９−２６０；「極寒海洋構造物のための優れた破壊靭性を有する４２０ＭＰａ降伏強さ鋼板（420 MPa Yield Strength Steel Plate with Superior Fracture Toughness for Arctic Offshore Structures）」、川崎製鉄技報、１９９９年、Ｎｏ．４０，５６；「ＴＭＣＰによって海洋構造物用に製造される、高いＨＡＺ靭性を有する、４２０ＭＰａおよび５００ＭＰａ降伏強さ鋼板（420 MPa and 500 MPa Yield Strength Steel Plate with High HAZ toughness Produced by TMCP for Offshore Structure）」、川崎製鉄技報、１９９３年、Ｎｏ．２９，５４；「熱加工制御によるベイナイト組織における靱性改善；（Toughness Improvement in Bainite Structure by Thermo-Mechanical Control Process）」（日本語）、住友金属、第５０巻、Ｎｏ．１（１９９８）、２６；「凍った海域で用いられる海洋プラットホーム用の構造用鋼板」（日本語）、鉄および鋼についてのリサーチ（Research on Iron and Steel）、１９８４年、３１４番、１９−４３］、鋼板がベース材料として優れた低温靱性を有することを保証するようにし、熱影響部ＨＡＺの靭性も、＜１００ＫＪ／ｃｍの入熱で溶接する場合、摂氏−６０度でＡｋｖ≧３４Ｊに達することが可能であるが；鋼板は、亜鉛誘導亀裂に対する抵抗を伴っていない。
上述多数の特許文献は、鋼板のベース材料としての低温靭性を達成する方法を示すのみであり、日本特許Ｓ６３−９３８４５、Ｓ６３−７９９２１、Ｓ６０−２５８４１０、公開特許Ｈ４−２８５１１９、公開特許Ｈ４−３０８０３５、Ｈ３−２６４６１４、Ｈ２−２５０９１７、Ｈ４−１４３２４６、および米国特許４８５５１０６、米国特許５１８３１９８、米国特許４１３７１０４などのように、溶接条件下で熱影響部（ＨＡＺ）の優れた低温靱性を得る方法についての説明が少なく、特に高入熱を用いて溶接されるとき、どのようにして、熱影響部の構造が均質であり、小さなフェライト＋少量のパーライトであることを保証し、フェライトが前のオーステナイト粒界上で核を形成し成長することを可能にし、実質的に前のオーステナイト粒界を除去し、鋼板の亜鉛誘導亀裂に対する抵抗を改善するかの方法に関しさえしない。
現在、新日本製鉄株式会社のみが、高入熱溶接を鋼板に対して用いるときに熱影響部（ＨＡＺ）の低温靱性を改善するための酸化物冶金技術を採用し、この特許も、鋼板の亜鉛誘導亀裂抵抗を改善する方法を伴っていない（米国特許４６２９５０５およびＷＯ ０１／５９１６７Ａ１参照）。
この発明の目的は、耐亜鉛誘導亀裂鋼板およびその製造方法を提供することであり、鋼板は、≧４６０ＭＰａの降伏強さ、≧５５０ＭＰａの引張り強さ、および摂氏−６０度（単一値）で≧４７Ｊの衝撃エネルギを有し、亜鉛誘導亀裂抵抗がある（ＣＥＺ≦０．４４％）。仕上鋼板のミクロ組織は、フェライト＋小さくかつ分散して均質に分布されるベイナイトコロニーであり、平均粒子サイズは１０μｍより大きくなく制御され、溶接熱影響部のミクロ組織は、小さく均質なフェライト＋少量のパーライトである。より重要なことには、ベース材料として鋼板の十分な機械的特性および溶接性を保証しながら、溶接熱サイクル中に高温で形成されるオーステナイト粒界は完全に除去され、鋼板の溶接接合部（特に溶接熱影響部）は優れた亜鉛誘導亀裂抵抗を有し、高い強度、十分な溶接性および亜鉛誘導亀裂抵抗の融合が達成され、鋼板は、海洋構造物のための亜鉛噴霧コーティングされる耐腐食性鋼板、超高圧送電構造のための亜鉛噴霧耐腐食性鋼板、沿岸橋梁構造物のための亜鉛噴霧コーティングされる耐腐食性鋼板などとして特に好適である。
前述の目的を達成するために、この発明の技術的解決策は以下のとおりである：
この発明は、低Ｃ超低Ｓｉ高Ｍｎ低Ａｌ（Ｔｉ＋Ｎｂ）マイクロ合金化処理を基礎として受ける低合金鋼を採用し、冶金技術的手段が用いられ、たとえば鋼においてＡｌ含有量を適切に低減し、条件を制御して、Ｍｎ／Ｃ≧１５、［（％Ｍｎ）＋０．７５（％Ｍｏ）］×（％Ｃ）≦０．１６、Ｎｂ／Ｔｉ≧１．８およびＴｉ／Ｎは１．５０と３．４０との間にあり、ＣＥＺ≦０．４４％、およびＢ含有量は≦２ｐｐｍ、Ｎｉ／Ｃｕ≧１．５０とし；Ｃａ処理を実行し、（％Ｃａ）×（％Ｓ）０．２８≦１．０×１０−３などでＣａ／Ｓ比率を１．０と３．０との間に制御し、ＴＭＣＰ（熱加工制御）プロセスが最適化され、仕上鋼板は、小さいフェライト＋分散して分布されるベイナイトコロニーのミクロ組織を有し、平均粒子サイズは１０μｍより大きくなく制御され、均質で優れた機械的特性、優れた溶接性および亜鉛誘導亀裂抵抗を得、したがって、海洋構造物のための亜鉛噴霧コーティングされる耐腐食性鋼板、超高圧送電構造のための亜鉛噴霧耐腐食性鋼板、沿岸橋梁構造物のための亜鉛噴霧コーティングされる耐腐食性鋼板などとして特に好適である。
この発明の耐亜鉛誘導亀裂鋼板は、特に、重量百分率で下記成分を有する：
Ｃ：０．０５％〜０．０９０％
Ｓｉ：≦０．２０％
Ｍｎ：１．３５％〜１．６５％
Ｐ：≦０．０１３％
Ｓ：≦０．００３％
Ｃｕ：０．１０％〜０．３０％
Ｎｉ：０．２０％〜０．５０％
Ｍｏ：０．０５％〜０．２０％
Ｎｂ：０．０１５％〜０．０３５％
Ｔｉ：０．００８％〜０．０１８％
Ｎ：≦０．００６０％
Ｃａ：０．００１０％〜０．００４０％
Ｂ：≦０．０００２％、および
残部はＦｅおよび不可避的不純物であり；
同時に、前述の元素含有量は、以下の関係を満たさなければならない：
Ｍｎ／Ｃ≧１５にして、仕上鋼板のミクロ組織は小さなフェライト＋分散して分布されるベイナイトコロニーであり、鋼板の衝撃変態温度は摂氏−６０度よりも低いようにする。
［（％Ｍｎ）＋０．７５（％Ｍｏ）］×（％Ｃ）≦０．１６にして、広範囲の溶接入熱（１０ｋＪ／ｃｍ〜５０ｋＪ／ｃｍ）において、溶接熱影響部の構造はフェライト＋分散して分布されたパーライトまたはベイナイトコロニーであり、溶接熱影響部における前のオーステナイト粒界は除去され、鋼板の亜鉛誘導亀裂抵抗が改善されることを保証し；これは、この発明の鋼成分設計のための鍵の１つである。
ＣＥＺ≦０．４４％、およびＢ含有量は≦２ｐｐｍであり、ＣＥＺ＝Ｃ＋Ｓｉ／１７＋Ｍｎ／７．５＋Ｃｕ／１３＋Ｎｉ／１７＋Ｃｒ／４．５＋Ｍｏ／３＋Ｖ／１．５＋Ｎｂ／２＋Ｔｉ／４．５＋４２０Ｂとして、溶接熱影響部においてオーステナイトからフェライトへの相変態プロセスを制御し、前のオーステナイト粒界からベイナイトの核生成および成長を阻止し、前のオーステナイト粒界を破壊し、鋼板の溶接接合部において亜鉛誘導亀裂の生成を排除するようにする。
これもこの発明の鋼成分設計のための鍵の１つである。
Ｎｉ／Ｃｕ≧１．５０として、高入熱溶接中に再加熱脆化を防止し、その一方で、Ｃｕが粒界上で偏析するのを防止し、銅脆性および亜鉛誘導亀裂抵抗を改善し、ＴＭＣＰ鋼板（加速冷却鋼板）の低温衝撃靱性を改善する。
Ｎｂ／Ｔｉ≧１．８、およびＴｉ／Ｎは１．５０と３．４０との間として、形成されたＴｉ（Ｃ、Ｎ）およびＮｂ（Ｃ、Ｎ）粒子は、鋼において、小さく、均質な分散の状態で分布されることを確実にされ、より重要なことには、Ｔｉ（Ｃ、Ｎ）のオストワルド熟成度（つまり、大きな粒子は成長し続け、一方、小さな粒子は縮むか消える）は低く、Ｔｉ（Ｃ、Ｎ）粒子は、スラブの加熱中および鋼板の溶接熱サイクル中において、均質で小さく維持されることを確実にされ、ベース材料として鋼板のミクロ組織および溶接熱影響部は細粒化され、溶接熱影響部におけるフェライト＋パーライトのミクロ組織の形成は容易になり、溶接熱影響部の低温衝撃靱性は改善され、溶接熱影響部における前のオーステナイト粒界は排除され、鋼板の亜鉛誘導亀裂抵抗が改善されるようにする。
Ｃａ／Ｓは１．００と３．００との間であり、および（％Ｃａ）×（％Ｓ）０．２８≦１．０×１０−３として、鋼における介在物は、低い含有量を有し、鋼において均質に小さく分散され、鋼板の低温靱性および溶接ＨＡＺの靭性が改善されるようにする。
仕上鋼板は、≧４６０ＭＰａの降伏強さ、≧５５０ＭＰａの引張り強さ、および摂氏−６０度（単一値）で≧４７Ｊの衝撃エネルギを有する。仕上鋼板のミクロ組織は、フェライト＋小さくかつ分散して均質に分布されるベイナイトコロニーであり、平均粒子サイズは１０μｍより大きくなく制御され、溶接熱影響部のミクロ組織は、小さく均質なフェライト＋少量のパーライトである。
この発明の成分設計では：
Ｃは、鋼の強度、低温靱性、溶接性および亜鉛誘導亀裂抵抗に大きな影響があり、鋼の低温靱性、溶接性および亜鉛誘導亀裂抵抗を改善することからは、Ｃ含有量を鋼においてより低く制御することが望まれるが；しかし鋼の強度ならびに生産および製造中のミクロ組織制御の観点からは、Ｃ含有量は過度に低くあるべきでなく、過度に低いＣ含有量（＜０．０５％）は、点Ａｃ１、Ａｃ３、Ａｒ１およびＡｒ３の温度を相対的に高くするのみならず、オーステナイト粒界の移動速度を過度に高くもし、それは、結晶粒微細化において大きな困難を生じさせ、容易に混晶構造を形成し、鋼の不十分な低温靱性および極めて高い入熱溶接下での熱影響部の低温靱性の深刻な劣化をもたらし；さらに、Ｃ含有量が過度に低いとき、大量のＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏなどのような合金元素を添加する必要があり、それは鋼板の製造費を高いままにする結果となり、したがって、鋼におけるＣ含有量の制御下限は０．０５％より低くあるべきでない。Ｃ含有量が増大されるとき、それは鋼板のミクロ組織の細粒化にとって明らかに有利であるが、鋼板の溶接性が損なわれ、特に高い入熱溶接の条件下では、熱影響部（ＨＡＺ）における粒子の深刻な結晶粒粗大化および溶接熱サイクルにおける冷却中の非常に低い冷却速度のため、フェライトサイドプレート（ＦＳＰ）、ウィドマンステッテン構造（ＷＦ）および上部ベイナイト（Ｂｕ）などのような粗い異常組織が、熱影響部（ＨＡＺ）において容易に形成され、より重要なことには、溶接熱サイクル中において高温で形成されたオーステナイト粒界が、完全に維持され、亜鉛誘導亀裂抵抗はひどく低下し、したがって、Ｃ含有量は０．０９％より高くあるべきではなく；加えて、Ｃ含有量が０．０９％より高いとき、液鋼は凝固して包晶反応域に入り、鋼板の偏析は確実に劇的に増大され、偏析帯における炭素当量およびＣＥＺは劇的に増大され、亜鉛誘導亀裂抵抗感度は実質的に増大される。
鋼において最も重要な合金元素として、Ｍｎは、鋼板の強度の改善に加えて、さらにオーステナイト相領域を拡大させ、Ａｒ３点の温度を低減し、フェライト粒を細粒化する機能を有して、鋼板の低温靱性を改善し、ベイナイトの形成を容易にする機能を有して、鋼板の強度を改善し；したがって、鋼における制御されたＭｎ含有量は１．３５％より低くあるべきでない。Ｍｎは液鋼の凝固中に偏析しがちであり、特に、過度に高いＭｎ含有量は、連続鋳造運転を困難にするのみならず、容易にＣ、ＰおよびＳなどのような元素との結合偏析現象を受け、それは連続鋳造スラブの中心の偏析および緩みを悪化させ、連続鋳造スラブの深刻な中心部偏析は、後の制御圧延および溶接中に異常組織を容易に形成し；同時に、過度に高いＭｎ含有量は、粗いＭｎＳ粒子も形成するであろうと思われ、そのような粗いＭｎＳ粒子は、熱間圧延中に圧延方向に沿って延在し、（特に横断するように）ベース材料としての鋼板の衝撃靱性、［特に高い入熱溶接の条件下において］溶接熱影響部（ＨＡＺ）をひどく低下させ、不十分なＺ方向特性および不十分な層状の引裂抵抗特性を引起こし；加えて、過度に高いＭｎ含有量は、さらに、鋼の焼入性を改善し、鋼における溶接冷間亀裂感度係数（Ｐｃｍ）および亜鉛誘導亀裂抵抗指数ＣＥＺを改善し、鋼の溶接製造性に影響を与え、低温相変態構造の形成を容易にし、溶接熱サイクル中に高温で形成されたオーステナイト粒界を保存し、亜鉛誘導亀裂抵抗をひどく低下させるだろう。したがって、鋼におけるＭｎ含有量の上限は１．６５％を超えることはできない。
Ｓｉは液鋼の脱酸を促進し、鋼板の強度を改善することが可能であるが、しかし、Ａｌで酸素が除去された液鋼を用いると、Ｓｉの脱酸は有意ではなく；Ｓｉは鋼板の強度を改善することができるが、Ｓｉは鋼板の低温靱性および溶接性をひどく損ない、特に高い入熱溶接の条件下では、Ｓｉは、サイズが大きく、不均等に分布され、溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靭性をひどく損なうＭ−Ａ島状部の形成を容易にするだけでなく、中程度の温度相変化領域を拡大させ、ベイナイトの形成を容易し、前のオーステナイト粒界を完全に保存し、溶接熱影響部の亜鉛誘導亀裂抵抗をひどく低下させ；さらに、鋼におけるＳｉ含有量が過度に高いとき、鋼板の亜鉛噴霧付着性は低減し、鋼板の亜鉛噴霧効果に影響を及ぼし；したがって、鋼におけるＳｉ含有量は、可能な限り低く制御されるべきであり、製鋼工程における経済性および運転性を考慮して、Ｓｉ含有量は０．２０％より大きくなく制御される。
Ｐは、鋼における有害介在物として、前のオーステナイト粒界において偏析し、粒界に向かってＺｎの拡散を阻止し得、亜鉛誘導亀裂の発生に対する感度を低減し得るが、Ｐは粒界をひどく弱め、鋼板の機械的特性、特に低温衝撃靱性および溶接性をひどく低下させ、溶接熱影響部の粒子間の脆性破壊を容易にし、包括的には、鋼においてＰ含有量を改善することは利益よりも不利益が多い結果となり；したがって、理論上は、より低いＰを必要とするのがよいが、製鋼運転性および製鋼コストを考えると、高い入熱溶接および亜鉛誘導亀裂抵抗の要件に対しては、Ｐ含有量は≦０．０１３％で制御される必要がある。
Ｓは、鋼における有害介在物として、前のオーステナイト粒界において偏析し、粒界に向かってＺｎの拡散を阻止し得、亜鉛誘導亀裂の発生に対する感度を低減し得るが、Ｓは鋼においてＭｎと結合してＭｎＳ介在物を形成し、熱間圧延中に、ＭｎＳの可塑性は、ＭｎＳが圧延方向に沿って延在し、圧延方向に沿ってＭｎＳ介在物帯を形成することを可能にし、それは鋼板の横衝撃靭性、Ｚ方向特性および溶接性をひどく低下させ；同時に、Ｓは、さらに熱間圧延中に高温脆性を生じさせるための主要素であり、包括的には、鋼においてＳ含有量を改善することは利益よりも不利益が多い結果となり；したがって、理論上は、より低いＳを必要とするのがよいが、製鋼運転性、製鋼コストおよび円滑な原料流れの原理を考えると、高い入熱溶接および亜鉛誘導亀裂抵抗の要件に対しては、Ｓ含有量は≦０．００３％で制御される必要がある。
オーステナイトを安定させる元素として、少量のＣｕの添加は、鋼板の強度および耐候性を同時に改善し、溶接性を損なうことなく低温靱性を改善することが可能であるが；過度に（Ｃｕ＞０．３０％）添加されると、Ｃｕは、表面活性剤の元素として、通常、オーステナイトとフェライトとの間の粒界において偏析し、溶接熱影響部において低温相変態構造を形成して前のオーステナイト粒界を保存することを容易にし、鋼板の亜鉛誘導亀裂抵抗をひどく低下させ、したがって、Ｃｕ含有率は０．１０％と０．３０％との間に制御される。
Ｎｉは、鋼板が、溶接性を損なわずに、十分な超低温靭性を得る、唯一の合金元素であり、低温用鋼のために不可欠な合金元素でもあり；重要なことには、鋼におけるＮｉの追加はオーステナイトとフェライトとの間の粒界においてＣｕの偏析を阻止することができ、Ｃｕの粒界脆化を抑制して、鋼板の亜鉛誘導亀裂抵抗を改善し；添加量が過度に低いときは（Ｎｉ＜０．２０％）、その機能は有意ではなく、Ｃｕによって引起される粒界脆化を効果的に阻止することができず；添加量が過度に高いときは（Ｎｉ＞０．５０％）、それは溶接熱影響部において低温相変態構造の形成を容易にして前のオーステナイト粒界を保存し、鋼板の亜鉛誘導亀裂抵抗を低下させ；したがって、Ｎｉ含有量は０．２０％と０．５０％との間に制御される。
Ｍｏの適切な含有量の添加は、極めて低いＣ成分設計によって引起される強度不足を補い、鋼板の強度靭性一致および低温靱性を改善し得るのみならず、溶接性、特にＣ含有量の有意な低減によって生じる高い入熱溶接性を改善し、溶接熱影響部の靭性を高めることも可能であり；添加量が過度に低い（Ｍｏ＜０．０５％）ときは、ＴＭＣＰプロセスにおける相変態強化機能は不十分であり、鋼板の強度靭性一致は達成することができず；添加量が過度に高いときは（Ｍｏ＞０．２０％）、それは溶接熱影響部において低温相変態構造の形成を容易にして前のオーステナイト粒界を保存し、鋼板の亜鉛誘導亀裂抵抗をひどく低下させ；したがって、Ｍｏ含有量は０．０５％と０．２０％との間に制御される。
鋼に微量のＮｂ元素を添加する目的は、制御圧延を再結晶なく実行することであり；Ｎｂの添加量が０．０１５％よりも低いとき、制御圧延は効果的な役割を果たすことが可能でなく；Ｎｂの添加量が０．０３５％を超えるとき、それは高い入熱溶接の条件下で上部ベイナイト（ＢＩ、ＢＩＩ）の形成を誘導して前のオーステナイト粒界を保存し、極めて高い入熱溶接下で熱影響部（ＨＡＺ）の低温靱性および亜鉛誘導亀裂抵抗をひどく低下させ；したがって、Ｎｂ含有量は０．０１５％と０．０３５％との間に制御され、それは、最適な制御圧延効果を得ながら、高い入熱溶接下でＨＡＺの靭性および亜鉛誘導亀裂抵抗を損なわない。
鋼に微量のＴｉを添加する目的は、鋼においてＮと結合して非常に高い安定性を有するＴｉＮ粒子を生成すること、溶接ＨＡＺ部においてオーステナイト粒の成長を阻止し、二次相変態生成物を変化させること、鋼の溶接性を改善すること、溶接熱影響部において前のオーステナイト粒のサイズを細粒化すること、粒界の領域を増大すること、単位粒界上のＺｎの拡散量を低減することであり；第２に、ＴｉＮ粒子は、溶接熱影響部においてオーステナイト粒のサイズを低減しながら、フェライトの核生成および成長を容易にし、前のオーステナイト粒界を除去し、鋼板の亜鉛誘導亀裂抵抗を実質的に改善する。鋼において添加されるＴｉの含有量は、鋼におけるＮ含有量と一致させられる必要があり、一致原則は、ＴｉＮは、液鋼において沈殿し得ず、固相において沈殿しなければならない、というものであり；したがって、ＴｉＮの沈殿温度は摂氏１４００度よりも低いよう保証しなければならず；添加Ｔｉの含有量が過度に低いとき（＜０．００８％）、形成されたＴｉＮ粒子の数は、ＨＡＺの低温靱性を改善するように、ＨＡＺにおいてオーステナイト粒の成長を阻止し、二次相変態生成物を変化させるのに不十分であり；添加Ｔｉの含有量が過度に高いとき（＞０．０１８％）、ＴｉＮの沈殿温度は摂氏１４００度を超え、液鋼の凝固中に、大型のＴｉＮ粒子も沈殿するかもしれず、そのような大型のＴｉＮ粒子は、ＨＡＺのオーステナイト粒成長を阻止するよりもむしろ亀裂発生のための起点になり；したがって、最適な制御されたＴｉ含有量の範囲は０．００８％〜０．０１８％である。
制御されたＮの範囲は、制御されたＴｉの範囲に対応し、鋼板の高い入熱溶接については、Ｔｉ／Ｎは、最適には１．５と３．４との間である。Ｎ含有量が過度に低い場合、生成されたＴｉＮ粒子は低量および大きなサイズであり、鋼の溶接性を改善するよう機能することが可能でなく、その代り、溶接性に対して有害であり；しかしながら、Ｎ含有量が過度に高い場合、鋼における自由［Ｎ］は増大し、特に高い入熱溶接の条件下では、熱影響部（ＨＡＺ）における自由［Ｎ］含有量は、急速に増大し、ＨＺＡの低温靭性をひどく損ない、鋼の溶接性を低下させる。したがって、Ｎ含有量は≦０．００６０％で制御される。
Ｃａ処理を鋼上で実行することによって、一方では、液鋼をさらに精製することが可能であり、他方では、鋼における硫化物が変性処理を受けて、変形不可能な、安定した小さな球状の硫化物になり、それによって、Ｓの高温脆性を阻止し、鋼の低温靭性およびＺ方向特性を高め、鋼板の靭性の異方性を改善する。Ｃａの添加量は鋼におけるＳの含有量に依存し；Ｃａの添加量が過度に低い場合、処理効果は有意ではなく；Ｃａの添加量が過度に高い場合、形成されたＣａ（Ｏ、Ｓ）のサイズは過度に大きく、脆性も増大され、それは破砕性の亀裂の起点になり得、鋼の低温靱性は低減され、一方、鋼質の純度は低減され、液鋼は汚染される。一般的に、Ｃａ含有量は、ＥＳＳＰ＝（％Ｃａ）［１―１２４（％Ｏ）］／１．２５（％Ｓ）に従って制御され、ＥＳＳＰは、硫化物介在物の形状制御指数であり、０．５〜５の値範囲にあるべきであり、したがって、Ｃａ含有量の好適な範囲は０．００１０％〜０．００４０％である。
この発明の耐亜鉛誘導亀裂鋼板を製造する方法は、下記のステップを含む：
１）製錬および鋳造
スラブが、前述の成分に従い、軽圧下技術を用いて、製錬および連続鋳造により形成され、連続鋳造のための軽圧下率は２％と５％との間に制御され、タンディッシュの鋳込温度は摂氏１５３０度と摂氏１５６０度との間であり、抜出速度は０．６ｍ／分〜１．０ｍ／分であり；
２）加熱
スラブの加熱温度は摂氏１０５０度〜摂氏１１５０度であり、スラブは、炉から取出された後、高圧水で脱スケール処理され、脱スケール処理は、不完全な場合、繰り返すことが可能であり；
３）圧延
第１段階は通常の圧延であり、圧延機の最大能力が、中断されない圧延に対して用いられ、パス圧下率は≧１０％であり、累積圧下率は≧４５％であり、最終圧延温度は≧摂氏９８０度であり；
第２段階はオーステナイト単相領域において制御圧延を採用し、制御圧延の初期圧延温度は摂氏８００度〜摂氏８５０度であり、圧延のパス圧下率は≧８％であり、累積圧下率は≧５０％であり、最終圧延温度は摂氏７６０度〜摂氏８００度であり；
４）冷却
制御圧延が終わった後、鋼板は、圧延機床の最大搬送速度で直ちにＡＣＣ設備に移送され、続いて、鋼板は加速冷却され；鋼板の初期冷却温度は摂氏７５０度〜摂氏７９０度であり、冷却速度は、≧摂氏５度／ｓであり、冷却停止温度は摂氏３５０度〜摂氏５５０度であり、その後、≧２５ｍｍの厚みの鋼板は摂氏３００度を下回らない温度に自然に空冷され、次いで、徐冷され水素が除かれ、徐冷工程は、少なくとも３６時間摂氏３００度を下回らない温度で鋼板を維持することにある。
この発明の製造方法においては：
この発明の鋼タイプの成分および製造工程の特徴によれば、この発明は連続鋳造工程および軽圧下技術を採用し、連続鋳造の軽圧下率は２％と５％との間に制御され、連続鋳造工程の鍵となるポイントは、タンディッシュの鋳込温度および抜出速度を制御することであり、タンディッシュの鋳込温度は摂氏１５３０度と摂氏１５６０度との間であり、抜出速度は０．６ｍ／分〜１．０ｍ／分である。
スラブの加熱温度は摂氏１０５０度〜摂氏１１５０度であり、スラブは、炉から取出された後、高圧水で脱スケール処理され、脱スケール処理は、不完全な場合、繰り返すことが可能であり；脱スケール処理が終わった後、第１段階圧延が続いて実行され；
第１段階は通常の圧延であり、圧延機の最大能力が、中断されない圧延に対して用いられ、パス圧下率は≧１０％であり、累積圧下率は≧４５％であり、最終圧延温度は≧摂氏９８０度であり、歪んだ金属が動的な／静的な再結晶を実行することを確実にされ、オーステナイト粒が細粒化される。
第２段階はオーステナイト単相領域において制御圧延を採用し、制御圧延の初期圧延温度は摂氏８００度〜摂氏８５０度であり、圧延のパス圧下率は≧８％であり、累積圧下率は≧５０％であり、最終圧延温度は摂氏７６０度〜摂氏８００度である。
制御圧延が終わった後、鋼板は、直ちに加速冷却設備に移送され、鋼板上で加速冷却を実行し；鋼板の初期冷却温度は摂氏７５０度〜摂氏７９０度であり、冷却速度は、≧摂氏５度／ｓであり、冷却停止温度は摂氏３５０度〜摂氏５５０度であり、その後、≧２５ｍｍの厚みの鋼板は摂氏３００度を下回らない温度に自然に空冷され、次いで、徐冷され水素が除かれ、徐冷工程は、少なくとも３６時間摂氏３００度を下回らない温度で鋼板を維持することにある。
前述の成分設計、および現場における大規模生産工程の実現例を介して、鋼板のミクロ組織は小さなフェライト＋分散して分布されたベイナイトコロニーであり、平均粒子サイズは１０μｍより大きくなく、均質かつ優れた機械的特性、優れた溶接性および亜鉛誘導亀裂抵抗を得、したがって、海洋構造物のための亜鉛噴霧コーティングされる耐腐食性鋼板、超高圧送電構造のための亜鉛噴霧耐腐食性鋼板、沿岸橋梁構造物のための亜鉛噴霧コーティングされる耐腐食性鋼板などとして特に好適である。
この発明は以下の有益な効果がある：
合金元素の組合わせの設計、および鋼における残余のＢ元素の厳しい制御、ならびに好適なＴＭＣＰ工程との一致を通して、この発明は、仕上鋼板のミクロ組織は、フェライト＋小さくかつ分散して均質に分布されるベイナイトコロニーであり、平均粒子サイズは１０μｍより大きくなく制御され、溶接熱影響部のミクロ組織は、小さく均質なフェライト＋少量のパーライトであることを保証し、より重要なことには、ベース材料として鋼板の十分な機械的特性および溶接性を保証しながら、溶接熱サイクル中に高温で形成されるオーステナイト粒界は完全に除去され、鋼板の溶接接合部、特に溶接熱影響部は優れた亜鉛誘導亀裂抵抗を有し、高い強度、十分な溶接性および亜鉛誘導亀裂抵抗の有機的融合が達成され、鋼板は、海洋構造物のための亜鉛噴霧コーティングされる耐腐食性鋼板、超高圧送電構造のための亜鉛噴霧耐腐食性鋼板、沿岸橋梁構造物のための亜鉛噴霧コーティングされる耐腐食性鋼板などとして特に好適である。
さらに、この発明はオンラインＴＭＣＰ制御工程を介して実施され、焼入れ焼戻し熱処理工程が除去され；鋼板の製造サイクルが短くされ、鋼板の製造費が低減されるのみならず、鋼板の生産組織問題が低減され、生産運転効率が改善され；相対的に低い貴合金成分設計（特にＣｕ、ＮｉおよびＭｏの含有量）は、鋼板の合金コストを大幅に低減し；極めて低いＣ含有量ならびに低い炭素当量およびＰｃｍ指数は、鋼板の溶接性、特に高い入熱溶接性を大幅に改善し、それによって、ユーザにとって現場溶接の製造効率を実質的に高め、ユーザにとって部材製造コストを節約し、ユーザにとって部材製造時間を短くし、ユーザにとって大きな価値を生じさせ；したがって、そのような鋼板は、高付加価値であるのみならず、環境問題を意識し、環境にやさしい製品である。
この発明の実施例５の鋼のミクロ組織である。
この発明の詳細な記載
この発明は、実施の形態および図面と関連して以下にさらに示される。
この発明の実施の形態における鋼の成分については表１を、実施の形態における鋼の製造工程については表２および表３を参照されたい。表４はこの発明の実施の形態における鋼の特性である。
図１に示されるように、この発明の仕上鋼板のミクロ組織は、フェライト＋小さくかつ分散して均質に分布されるベイナイトコロニーであり、平均粒子サイズは１０μｍより大きくなく制御され、溶接熱影響部のミクロ組織は、小さく均質なフェライト＋少量のパーライトである。
この発明では、合金元素の組合わせの設計、および鋼における残余のＢ元素の厳しい制御、ならびに好適なＴＭＣＰ工程との一致を通して、ベース材料としての鋼板の十分な機械的特性および溶接性を保証しながら、鋼板の溶接接合部、特に溶接熱影響部は優れた亜鉛誘導亀裂抵抗を有し、高い強度、十分な溶接性および亜鉛誘導亀裂抵抗の有機的融合が達成され、鋼板は、海洋構造物のための亜鉛噴霧コーティングされる耐腐食性鋼板、超高圧送電構造のための亜鉛噴霧耐腐食性鋼板、沿岸橋梁構造物のための亜鉛噴霧コーティングされる耐腐食性鋼板などとして特に好適である。さらに、この発明の技術はオンラインＴＭＣＰ制御工程を介して実施され、焼入れ焼戻し熱処理工程が除去され；鋼板の製造サイクルが短くされ、鋼板の製造費が低減されるのみならず、鋼板の生産組織問題が低減され、生産運転効率が改善され；相対的に低い貴合金成分設計（特にＣｕ、ＮｉおよびＭｏの含有量）は、鋼板の合金コストを大幅に低減し；極めて低いＣ含有量ならびに低い炭素当量およびＰｃｍ指数は、鋼板の溶接性、特に高い入熱溶接性を大幅に改善し、それによって、ユーザにとって現場溶接の製造効率を実質的に高め、ユーザにとって部材製造コストを節約し、ユーザにとって部材製造時間を短くし、ユーザにとって大きな価値を生じさせ；したがって、そのような鋼板は、高付加価値であるのみならず、環境問題を意識し、環境にやさしい製品である。この特許における技術の成功裡な実現例は、Ｂａｏｓｔｅｅｌ（宝鋼）は、耐亜鉛誘導亀裂鋼板の重要な製造技術の局面において新たな飛躍的進歩をなし、それはＢａｏｓｔｅｅｌ（宝鋼）の厚板のブランドイメージおよび市場競争力を改善することを印し；この発明では５５０ＭＰａの高強度鋼板の生産中にいかなる設備も追加する必要はなく、製造工程は単純であり、生産工程は容易に制御され、したがって、製造費は低く、非常に高いコストパフォーマンスおよび市場競争力が達成され；この技術は、強い適応性を有し、熱処理装置を有するすべての中厚板製造業者に対して促進されることが可能であり、非常に強い商用普及および相対的に高い技術貿易価値がある。
我国における国内経済の発展で、経済的で調和のとれた社会を構築する要件、およびエネルギ開発は、議題とされ、人間による海洋開拓は最も重要なものであり；大規模海洋構造物、海上掘削基地、掘削やぐらおよび交差海面橋梁のための鋼板は、すべて、耐食のために亜鉛を噴霧すること必要とし、耐亜鉛誘導亀裂鋼板は好況な市場予想を有し、５５０ＭＰａ級の耐亜鉛誘導亀裂鋼板は、我国では依然として新しい鋼タイプであり；Ｂａｏｓｔｅｅｌ（宝鋼）を除いて、我国における他の鉄鋼企業体は調査および試験製造を行なっていない。現在、この種の鋼は、Ｂａｏｓｔｅｅｌ（宝鋼）において成功裡に試験製造されており、その各機械的性能指数、溶接性および亜鉛誘導亀裂抵抗は、国際的に上級に達している。
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Claims (3)

  1. 耐亜鉛誘導亀裂鋼板であって、その成分は重量％で：
    Ｃ：０．０５％〜０．０９０％
    Ｓｉ：≦０．２０％
    Ｍｎ：１．３５％〜１．６５％
    Ｐ：≦０．０１３％
    Ｓ：≦０．００３％
    Ｃｕ：０．１０％〜０．３０％
    Ｎｉ：０．２０％〜０．５０％
    Ｍｏ：０．０５％〜０．２０％
    Ｎｂ：０．０１５％〜０．０３５％
    Ｔｉ：０．００８％〜０．０１８％
    Ｎ：≦０．００６０％
    Ｃａ：０．００１０％〜０．００４０％
    Ｂ：≦０．０００２％、および
    残部はＦｅおよび不可避的不純物であり；
    同時に、前述の元素の含有量は、以下の関係を満たさなければならない：
    Ｍｎ／Ｃ≧１５、
    ［（％Ｍｎ）＋０．７５（％Ｍｏ）］×（％Ｃ）≦０．１６、
    ＣＥＺ≦０．４４％、Ｂ含有量は≦２ｐｐｍであり、
    ＣＥＺ＝Ｃ＋Ｓｉ／１７＋Ｍｎ／７．５＋Ｃｕ／１３＋Ｎｉ／１７＋Ｃｒ／４．５＋Ｍｏ／３＋Ｖ／１．５＋Ｎｂ／２＋Ｔｉ／４．５＋４２０Ｂ；
    Ｎｉ／Ｃｕ≧１．５０；
    Ｎｂ／Ｔｉ≧１．８およびＴｉ／Ｎは１．５０と３．４０との間にあり；
    Ｃａ／Ｓは１．００と３．００との間であり、（％Ｃａ）×（％Ｓ）０．２８≦１．０×１０−３；
    仕上鋼板は、≧４６０ＭＰａの降伏強さ、≧５５０ＭＰａの引張り強さ、および摂氏−６０度（単一値）で≧４７Ｊの衝撃エネルギを有し、前記仕上鋼板のミクロ組織は、フェライト＋ベイナイトコロニーであり、平均粒子サイズは１０μｍより大きくなく制御される、耐亜鉛誘導亀裂鋼板。
  2. 海洋構造物のための亜鉛噴霧コーティングされる耐腐食性鋼板、超高圧送電構造のための亜鉛噴霧耐腐食性鋼板、および沿岸橋梁構造物のための亜鉛噴霧コーティングされる耐腐食性鋼板として好適であることによって特徴付けられる、請求項１に記載の耐亜鉛誘導亀裂鋼板。
  3. 請求項１に記載の耐亜鉛誘導亀裂鋼板を製造する方法であって：
    製錬および鋳造ステップを含み、
    前述の成分に従い、軽圧下技術を用いて、スラブを製錬および連続鋳造により形成し、前記連続鋳造の軽圧下率は２％と５％との間に制御され、タンディッシュの鋳込温度は摂氏１５３０度と摂氏１５６０度との間であり、抜出速度は０．６ｍ／分〜１．０ｍ／分であり、前記方法はさらに、
    加熱ステップを含み、
    前記スラブの加熱温度は摂氏１０５０度〜摂氏１１５０度であり、前記スラブは、炉から取出された後、高圧水で脱スケール処理され、前記脱スケール処理は、不完全な場合、繰り返すことが可能であり、前記方法はさらに、
    圧延ステップを含み、
    第１段階は通常の圧延であり、圧延機の最大能力が、中断されない圧延に対して用いられ、パス圧下率は≧１０％であり、累積圧下率は≧４５％であり、最終圧延温度は≧摂氏９８０度であり、
    第２段階はオーステナイト単相領域において制御圧延を採用し、前記制御圧延の初期圧延温度は摂氏８００度〜摂氏８５０度であり、圧延のパス圧下率は≧８％であり、累積圧下率は≧５０％であり、最終圧延温度は摂氏７６０度〜摂氏８００度であり、前記方法はさらに、
    冷却ステップを含み、
    前記制御圧延が終わった後、前記鋼板は、直ちに加速冷却設備に移送され、前記鋼板上で加速冷却を実行し；前記鋼板の初期冷却温度は摂氏７５０度〜摂氏７９０度であり、冷却速度は、≧摂氏５度／ｓであり、冷却停止温度は摂氏３５０度〜摂氏５５０度であり、その後、≧２５ｍｍの厚みの前記鋼板は摂氏３００度を下回らない温度に自然に空冷され、次いで、徐冷され水素が除かれ、徐冷工程は、少なくとも３６時間摂氏３００度を下回らない温度で前記鋼板を維持することにあり、＜２５ｍｍの厚みの前記鋼板は、室温に自然空冷される、方法。
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