JP6648271B2 - 脆性亀裂伝播抵抗性及び溶接部の脆性亀裂開始抵抗性に優れた高強度鋼材及びその製造方法 - Google Patents
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Description
構造物の設計時に高強度鋼を用いる場合、構造物の形態を軽量化することができるため、経済的な利益が得られるだけでなく、鋼板の厚さ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。
一般に、高強度鋼の場合、極厚物材の製造時に総圧下率が低下し、薄物材に比べて十分な変形が行われないため、極厚物材の微細組織が粗大となり、これに伴い、結晶粒度が最も大きな影響を与える低温物性が低下するようになる。
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への適用時に保証を求める事例が増加しつつあるが、微細組織が粗大化すると、脆性亀裂伝播抵抗性が非常に低下する現象が発生するため、極厚物高強度鋼材の脆性亀裂伝播抵抗性を向上させることは非常に難しい状況である。
しかし、上記技術の場合、表層部の組織微細化には有利であるが、表層部を除いた残りの組織粗大化による衝撃靭性の低下は解決できないため、脆性亀裂伝播抵抗性への根本的な対策とは言い難い。
これに加え、最近の大型コンテナ船などに適用される鋼材に対して、脆性亀裂開始自体を制御することにより、船舶の安全性を向上させようとした設計概念が導入されるにつれて、一般的に脆性亀裂開始に関連して最も脆弱な部位であるとされる溶接熱影響部の脆性亀裂開始抵抗性を保証する事例が増加している。
一般に、高強度鋼の場合、溶接熱影響部(HAZ;Heat Affected Zone)の微細組織がベイナイトなどの強度の高い低温変態相からなるため、溶接部の熱影響部(HAZ)の靭性が非常に弱くなるという欠点を有する。
従来の降伏強度400MPa以上の高強度鋼の場合、溶接部の脆性亀裂開始抵抗性を向上させるために、TiNを用いて溶接熱影響部の微細組織を微細化するか、または酸化物(oxide metallurgy)を用いて溶接熱影響部にフェライトを形成させる努力がなされた。しかしこれは、組織微細化による衝撃靭性の向上に一部役立つが、脆性亀裂開始抵抗性の低下に大きな影響を与える島状マルテンサイトの分率の低減には大きな効果がない。
また、母材の脆性亀裂開始抵抗性は、焼戻し(tempering)などを介して島状マルテンサイトを他の相に変態させることで物性を確保することが可能であるが、熱履歴によって焼戻し(tempering)の効果がなくなる溶接熱影響部の場合には、これを適用することが不可能である。
一方、島状マルテンサイトの生成を最小限に抑えるためには、C、Nbなどの元素を低減する必要があるが、これを低減すると、強度のレベルを確保することが難しく、強度のレベルを確保するために、Mo、Niなどの高価な元素を多量添加しなければならないため経済性が低下するという問題がある。
本発明の他の一側面は、脆性亀裂伝播抵抗性及び溶接部の脆性亀裂開始抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法を提供することにその目的がある。
鋼材は、降伏強度が390MPa以上であることが好ましい。
鋼材は、鋼材の厚さ方向に、鋼材の厚さ1/2t(t:鋼板の厚さ)の位置におけるシャルピー破面遷移温度が−40℃以下であることがよい。
粗圧延時の最後の3パス(pass)に対しては、変形速度(Strain rate)を2/sec以下とすることができる。
粗圧延後仕上げ圧延前のバーの厚さ中心部の結晶粒サイズは150μm以下、好ましくは100μm以下、より好ましくは80μm以下であることができる。
仕上げ圧延時の圧下比はスラブの厚さ(mm)/仕上げ圧延後の鋼板の厚さ(mm)の比が3.5以上、好ましくは4以上になるように設定されることがよい。
ここで、調質圧延とは、板の形状を確保する(板が平らに出るようにする)ために行う圧延のことで、通常仕上げ圧延の最後の1〜2パス(pass)を5%未満の低い圧下率で行うことがよい。
鋼板の冷却は、1.5℃/s以上の中心部冷却速度で行うことができる。
鋼板の冷却は、2〜300℃/sの平均冷却速度で行うことができる。
さらに、上記した課題の解決手段は、本発明の特徴をすべて列挙したものではない。本発明の様々な特徴とそれに伴う利点及び効果は、以下の具体的な実施形態を参照して、より詳細に理解することができる。
本発明は、鋼材の鋼組成、組織及び製造条件を制御して、厚さが厚い鋼材の降伏強度、ならびに脆性亀裂伝播抵抗性及び溶接部の脆性亀裂開始抵抗性をより向上させたものである。
1)固溶強化を通じて強度を向上させるために鋼組成を適切に制御する。特に、固溶強化のために、Mn、Ni、Cu及びSiの含有量を最適化する。
2)硬化能向上を通じて強度を向上させるために鋼組成を適切に制御する。特に、硬化能向上のために、Cの含有量だけでなく、Mn、Ni及びCuの含有量を最適化する。
このように硬化能を向上させることで、低い冷却速度でも厚い鋼材の中心部まで微細組織が確保される。
3)Cu/Niの重量比を制御することが好ましい。このようにCu/Niの重量比を制御する場合には表面品質をさらに改善させることができる。
4)溶接時に形成される溶接熱影響部の島状マルテンサイトの分率を制御するために組成を適切に制御する。特に、島状マルテンサイトの生成に影響を与えるC、Si、及びNbの含有量を最適化する。
このように鋼組成を最適化させることで、溶接熱影響部にも優れた脆性亀裂開始抵抗性が確保される。
このように微細組織を制御することにより、鋼材に必要な強度を確保するとともに、亀裂の生成を助長する微細組織を除外させることで、脆性亀裂伝播抵抗性を向上させる。
6)鋼材の組織をより微細化させるために仕上げ圧延条件を制御する。特に、仕上げ圧延時の温度及び圧下条件を制御することにより、仕上げ圧延時のオーステナイトの内部に変形帯を多く生成させてフェライトの核生成サイトを多く確保することで、鋼材の中心部まで微細組織が確保されるようにする。これにより、アシキュラーフェライト(acicular ferrite)の生成も促進される。
7)鋼材の組織をより微細化させるために粗圧延条件を制御することが好ましい。
特に、粗圧延時の圧下条件を制御することにより、中心部に微細な組織が確保されるようにする。これにより、アシキュラーフェライト(acicular ferrite)の生成も促進される。
本発明の一側面である脆性亀裂伝播抵抗性及び溶接部の脆性亀裂開始抵抗性に優れた高強度鋼材は、重量%で、C:0.05〜0.09%、Mn:1.5〜2.0%、Ni:0.3〜0.8%、Nb:0.005〜0.04%、Ti:0.005〜0.04%、Cu:0.1〜0.5%、Si:0.05〜0.3%、Al:0.005〜0.05%、P:100ppm以下、S:40ppm以下、残りFe及びその他の不可避不純物を含み、中心部の微細組織が、面積%で、70%以上のアシキュラーフェライト(acicular ferrite)、10%以下のパーライト(pearlite)、及び残りのフェライト、ベイナイト、島状マルテンサイト(MA)からなる群より選択される1種以上からなり、パーライトの円相当直径が15μm(マイクロメートル)以下であり、表面直下2mm以下の領域における表面部の微細組織が、面積%で、30%以上のフェライト、及び残りのベイナイト、マルテンサイト、パーライトからなる群より選択される1種以上からなり、且つ、溶接時に形成される溶接熱影響部が、面積%で、5%以下の島状マルテンサイトを含む。
C(炭素):0.05〜0.09重量%(以下、「%」と称する)
Cは、基本的な強度を確保するため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される必要がある。このような添加効果を得るためには、Cを0.05%以上添加することが好ましい。
しかし、Cの含有量が0.09%を超えると、大量の島状マルテンサイトが溶接熱影響部に生成され、脆性亀裂開始抵抗性を低下させ、母材のフェライト自体の高強度や低温変態相の多量生成などにより、低温靭性を低下させるため、Cの含有量は0.05〜0.09%に限定することが好ましい。中でも、Cの含有量は0.061〜0.085%に限定することがより好ましく、0.065〜0.075%に限定することがさらに好ましい。
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。また、硬化能向上により、遅い冷却速度でも低温変態相を生成させることができるため、極厚物材の中心部の強度を確保するための主な元素である。
したがって、このような効果を得るためには、1.5%以上添加されることが好ましい。
しかし、Mnの含有量が2.0%を超えると、過剰な硬化能の増加により、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、衝撃靭性及び脆性亀裂伝播抵抗性を低下させ、溶接熱影響部の靭性も低下させる。
したがって、Mnの含有量は1.5〜2.0%に限定することが好ましい。
中でも、Mnの含有量は1.61〜1.92%に限定することがより好ましく、1.7〜1.9%に限定することがさらに好ましい。
Niは低温で転位の交差すべり(Cross slip)を容易にして衝撃靭性及び硬化能を向上させることで強度を向上させる重要な元素である。この効果を得るためには0.3%以上添加されることが好ましい。しかし、Niが0.8%以上添加されると、硬化能が上昇しすぎることが原因で低温変態相が生成されて靭性を低下させ、他の硬化能元素に比べてNiの高価なコストが原因で製造コストを上昇させる可能性があるため、Niの含有量の上限は0.8%に限定することが好ましい。
中でも、Niの含有量は、0.37〜0.71%に限定することがより好ましく、0.4〜0.6%に限定することがさらに好ましい。
Nb(ニオブ):0.005〜0.04%
Nbは、NbCまたはNbCNの形で析出して母材の強度を向上させる。
また、高温で再加熱する際に固溶されたNbは圧延時にNbCの形で非常に微細に析出してオーステナイトの再結晶を抑制することで組織を微細化させるという効果がある。
したがって、Nbは0.005%以上添加されることが好ましい。しかし、過剰に添加する場合、溶接熱影響部の島状マルテンサイトの生成を促進させて脆性亀裂開始抵抗性を低下させ、鋼材の端に脆性クラックを誘発させる可能性があるため、Nbの含有量の上限は0.04%に制限することが好ましい。
中でも、Nbの含有量は0.012〜0.031%に限定することがより好ましく、0.017〜0.03%に限定することがさらに好ましい。
Tiは、再加熱時にTiNとして析出して母材及び溶接熱影響部の結晶粒成長を抑制し、低温靭性を大幅に向上させる成分である。このような添加効果を得るためには、0.005%以上添加することが好ましい。
しかし、Tiが過多に添加されると、連続鋳造ノズルの詰まりや中心部の晶出によって低温靭性が低下する可能性があるため、Tiの含有量は0.005〜0.04%に限定することが好ましい。
中でも、Tiの含有量は、0.012〜0.023%に限定することがより好ましく、0.014〜0.018%に限定することがさらに好ましい。
Si:0.05〜0.3%
Siは、置換型元素として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、清浄鋼の製造に欠かせない元素である。したがって、Siを0.05%以上添加することが好ましい。しかし、多量添加すると、粗大な島状マルテンサイト(MA)相を生成させ、脆性亀裂伝播抵抗性及び溶接部の脆性亀裂開始抵抗性を低下させることがあるため、Siの含有量の上限は0.3%に制限することが好ましい。
中でも、Siの含有量は、0.1〜0.27%に限定することがより好ましく、0.19〜0.25%に限定することがさらに好ましい。
Cuは、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要な元素であり、焼戻し(tempering)の適用時にイプシロンCu析出物の生成を通じて降伏強度を上げる重要な元素である。したがって、Cuを0.1%以上添加することが好ましい。しかし、多量添加すると、製鋼工程において赤熱脆性(hot shortness)によるスラブの亀裂を発生させることがあるため、Cuの含有量の上限は0.5%に制限することが好ましい。
中でも、Cuの含有量は、0.15〜0.31%に限定することがより好ましく、0.2〜0.3%に限定することがさらに好ましい。
Cu及びNiの含有量は、Cu/Niの重量比が0.8以下、好ましくは0.6以下となるように設定することがよい。
上記のようにCu/Niの重量比を設定することで、表面品質をより改善することができる。
Alは、脱酸剤の役割を果たす成分である。しかし、過度に添加された場合には、介在物を形成して靭性を低下させることがあるため、Alの含有量を0.005〜0.05%に制限することが好ましい。
P:100ppm以下、S:40ppm以下
P、Sは、結晶粒界に脆性を誘発するか、または粗大な介在物を形成させて脆性を誘発する元素であるため、脆性亀裂伝播抵抗性を向上させるために、P:100ppm以下、S:40ppm以下に制限することが好ましい。
本発明の残りの成分は鉄(Fe)である。
但し、通常の製造過程では、原料や周囲の環境から意図しない不純物が必然的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。
かかる不純物は、通常の技術者であれば誰でも分かるものであるため、その内容について具体的に言及しない。
フェライトは、多角形フェライト(Polygonal ferrite)を意味し、ベイナイトは、グラニュラーベイナイト(granular bainite)及び上部ベイナイト(upper bainite)を意味する。
また、アシキュラーフェライトの分率は75%以上に限定することがより好ましく、80%以上に限定することがさらに好ましい。
中心部のパーライトの分率が10%を超えると、脆性亀裂伝播時に、クラック先端に微細クラックを誘発させて脆性亀裂伝播抵抗性を低下させるため、中心部の上部ベイナイトの分率は10%以下であることが好ましい。
とりわけ、パーライトの分率は、8%以下に限定することがより好ましく、5%以下に限定することがさらに好ましい。
中心部のパーライトの円相当直径が15μm(マイクロメートル)を超えると、低いパーライトの分率にもかかわらず、クラックが容易に誘発されるという問題があるため、中心部のパーライトの円相当直径が15μm(マイクロメートル)以下であることが好ましい。
また、フェライトの分率は、40%以上に限定することがより好ましく、50%以上に限定することがさらに好ましい。
鋼材の溶接時に形成される溶接熱影響部の島状マルテンサイトが5%を超えると、クラック開始出発点として作用して脆性亀裂開始抵抗性を低下させるため、溶接熱影響部の島状マルテンサイトの分率は5%以下であることが好ましい。
溶接時の溶接入熱量は0.5〜10kJ/mmであることができる。
鋼材は、降伏強度が390MPa以上であることが好ましい。
鋼材は、鋼材の厚さ方向に鋼材の厚さ1/2t(t:鋼板の厚さ)の位置におけるシャルピー破面遷移温度が−40℃以下であることが好ましい。
鋼材は、50mm以上の厚さを有することができ、60〜100mmの厚さを有することが好ましく、80〜100mmの厚さを有することがさらに好ましい。
本発明の他の側面による脆性亀裂伝播抵抗性及び溶接部の脆性亀裂開始抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法は、重量%で、C:0.05〜0.09%、Mn:1.5〜2.0%、Ni:0.3〜0.8%、Nb:0.005〜0.04%、Ti:0.005〜0.04%、Cu:0.1〜0.5%、Si:0.1〜0.3%、Al:0.005〜0.05%、P:100ppm以下、S:40ppm以下、残りFe及びその他の不可避不純物を含むスラブを1000〜1100℃で再加熱した後、1100〜900℃の温度で粗圧延する段階と、粗圧延されたバー(bar)を、中心部温度を基準に、Ar3(フェライト変態開始温度)+60℃〜Ar3℃の温度範囲で仕上げ圧延して鋼板を得る段階と、鋼板を700℃以下の温度まで冷却する段階と、を含む。
粗圧延に先立ってスラブを再加熱する。
スラブ再加熱温度は1000℃以上とすることが好ましい。これは、鋳造中に形成されたTi及び/またはNbの炭窒化物を固溶させるためである。
但し、高すぎる温度で再加熱する場合には、オーステナイトが粗大化する可能性があるため、再加熱温度の上限は1100℃であることが好ましい。
再加熱されたスラブを粗圧延する。
粗圧延温度は、オーステナイトの再結晶が止まる温度(Tnr)以上とすることが好ましい。圧延により鋳造中に形成されたデンドライトなどの鋳造組織が破壊され、オーステナイトのサイズを小さくするという効果も奏することができる。かかる効果を得るために、粗圧延温度は1100〜900℃に制限することが好ましい。
さらに、粗圧延温度は1050〜950℃であることがより好ましい。
本発明では、粗圧延時の中心部の組織を微細化するために粗圧延時の最後の3パスに対しては、パス当たりの圧下率を5%以上、総累積圧下率を40%以上とすることが好ましい。
また、粗圧延のパス当たりの圧下率が低くなる場合、中心部に十分な変形が伝達されず、中心部の粗大化によって靭性の低下が発生することがある。したがって、最後の3パスのパス当たりの圧下率を5%以上に制限することが好ましい。
とりわけ、パス当たりの圧下率は7〜20%であることがより好ましい。
一方、中心部の組織を微細化するために、粗圧延時の総累積圧下率は40%以上に設定することが好ましい。
中でも、総累積圧下率は45%以上であることがより好ましい。
一般に、粗圧延時の厚いバー(bar)の厚さにより、高圧下率で圧延することが難しいため、極厚物材の中心部まで圧下量を伝達することが難しくなり、中心部のオーステナイト粒度が粗大化するという問題がある。一方、変形速度が低くなるほど、少ない圧下量でも中心部まで変形が伝達され、粒度を微細化することができる利点がある。
したがって、粗圧延時の最終粒度に最も大きな影響を与える最後の3パス(pass)に対しては、変形速度を2/sec以下に制限することにより、中心部の粒度を微細にすることで、アシキュラーフェライトの生成を促進させることができる。
粗圧延されたバーをAr3(フェライト変態開始温度)+60℃〜Ar3℃で仕上げ圧延して鋼板を得る。
これは、より微細化された微細組織を得るためのものである。Ar3温度直上で圧延を行う場合、オーステナイトの内部に変形帯を多く生成させてフェライトの核生成サイトを多く確保することで、鋼材の中心部まで微細組織が確保されるようにするという効果を得ることができる。
また、オーステナイト内部に変形帯を効果的に多く生成させるために、仕上げ圧延時の累積圧下率を40%以上に維持し、調質圧延を除いたパス当たりの圧下率を4%以上に維持することが好ましい。
より好ましい累積圧下率は40〜80%である。
さらに好ましいパス当たりの圧下率は4.5%以上である。
仕上げ圧延温度をAr3以下に下げる場合、粗大なフェライトが圧延前に生成されて圧延中に長く延伸されるため、逆に衝撃靭性を下げることになる。また、Ar3+60℃以上で仕上げ圧延される場合、粒度微細化に効果的でないため、仕上げ圧延時の仕上げ圧延温度はAr3+60℃〜Ar3℃に設定することが好ましい。
上記のように、未再結晶領域における圧下率を制御することにより、アシキュラーフェライト(acicular ferrite)の核生成サイトが多くなるため、これら組織の生成をさらに促進させることができる。
未再結晶領域における圧下率が低すぎると、アシキュラーフェライト(acicular ferrite)を十分に確保することができない。一方、高すぎると、高圧下率に起因する礎石フェライトの生成により強度が低下する虞がある。
粗圧延後仕上げ圧延前のバーの厚さ中心部の結晶粒サイズは、粗圧延条件などにより制御することができる。
上記のように、粗圧延後仕上げ圧延前のバーの結晶粒サイズを制御する場合、オーステナイト結晶粒の微細化により、最終微細組織が微細化するため低温衝撃靭性が向上する利点をさらに有することができる。
仕上げ圧延時の圧下比は、スラブの厚さ(mm)/仕上げ圧延後の鋼板の厚さ(mm)の比が3.5以上、好ましくは4以上になるように設定することができる。
仕上げ圧延後に、鋼板は50mm以上の厚さを有することができ、好ましくは60〜100mmの厚さを有することができ、さらに好ましくは80〜100mmの厚さを有することができる。
仕上げ圧延後の鋼板を700℃以下に冷却する。
冷却終了温度が700℃を超えると、微細組織が適切に形成されず十分な降伏強度、例えば、390MPa以上の降伏強度を確保することが難しくなる可能性がある。
好ましい冷却終了温度は600〜300℃である。
冷却終了温度が300℃未満の場合には、ベイナイトの生成量が増加して靭性が低下する虞がある。
鋼板の冷却は1.5℃/s以上の中心部冷却速度で行うことができる。鋼板の中心部冷却速度が1.5℃/s未満の場合には、微細組織が適切に形成されず十分な降伏強度、例えば、390MPa以上の降伏強度を確保することが難しくなることがある。
また、鋼板の冷却は2〜300℃の平均冷却速度で行うことができる。
但し、かかる実施例の記載は、本発明の実施を例示するためのものであって、かかる実施例の記載によって本発明が制限されるものではない。本発明の権利範囲は、特許請求の範囲に記載された事項とそれから合理的に類推される事項によって決定されるためである。
下記表1の組成を有する厚さ400mmの鋼スラブを1060℃の温度で再加熱した後、1025℃の温度で粗圧延を行ってバーを製造した。粗圧延時の累積圧下率は50%に同一に適用した。
粗圧延されたバーの厚さは200mm、下記表2に示すように粗圧延後仕上げ圧延前の中心部の結晶粒サイズは75〜89μmであった。粗圧延時の最後の3passの圧下率は7.2〜14.3%、圧延時の変形速度は1.29〜1.66/sの範囲内であった。
粗圧延後、下記表2に示したとおり、〔仕上げ圧延温度−Ar3(フェライト変態開始温度)〕温度で仕上げ圧延を行い、下記表3の厚さを有する鋼板を得た後、冷却速度4.5℃/secで496〜412℃以下の温度に冷却した。
上記のように製造された鋼板に対する微細組織、降伏強度、Kca値(脆性亀裂伝播抵抗性係数)、CTOD値(脆性亀裂開始抵抗性係数)を調査し、その結果を下記表3及び表4に示した。
また、FCAW(0.7kJ/mm)の溶接を行い、溶接熱影響部に対して、組織分析及びCTOD評価を行い、その結果を下記表3及び表4に示した。
尚、下記表3の表面特性は、Cu/Niの添加比により発生する赤熱脆性(Hot shortness)による表面部のスタークラックが発生するか否かを測定したものである。
比較例2の場合は、Cの含有量が本発明のCの含有量の上限よりも高い値を有するものであって、粗圧延時の中心部に多量のベイナイト(bainite)が生成され、最終微細組織のAF分率が50%未満であることから、−10℃で6000以下の値を有し、溶接熱影響部にも多くの島状マルテンサイト(MA)の組織が生成されて、CTOD値が0.25mm以下の値を有することが分かる。
比較例4の場合は、Mnの含有量が本発明のMnの含有量の上限よりも高い値を有するものであって、高い硬化能が原因で母材の微細組織が上部ベイナイトとして提供され、アシキュラーフェライト(AF)の分率が50%未満である。その結果、Kca値も−10℃で6000以下の値を有することが分かる。
比較例6の場合は、Nb、Tiの含有量が本発明のNb、Tiの含有量の上限よりも高い値を有するものであって、他の条件がすべて本発明で提示する条件を満たしているにもかかわらず、高いTi、Nbが原因で溶接熱影響部に多量の島状マルテンサイト(MA)の組織が生成され、CTOD値が0.25mm以下の値を有することが分かる。
比較例7の場合は、C、Mnの含有量が本発明のC、Mnの含有量の下限よりも低い値を有するものであって、低い硬化能が原因で中心部におけるアシキュラーフェライト(AF)の分率が50%未満に生成され、大部分の組織がフェライト、及び10%以上のパーライト組織を有し、パーライトの平均粒度が15μm以上のサイズを有することから、Kca値が−10℃で6000以下の値を有することが分かる。
発明例1〜6は、降伏強度390MPa以上、Kca値が−10℃で6000以上の値を満たし、CTOD値も0.25mm以上の優れた値を示し、表面品質にも優れることが分かる。
図1には発明鋼3の厚さ中心部を光学顕微鏡で観察した写真を示した。図1に示したとおり、中心部の微細組織が多量のアシキュラーフェライト(AF)の組織を含み、パーライトが微細に分散されていることが確認できる。
Claims (12)
- 重量%で、C:0.05〜0.09%、Mn:1.5〜2.0%、Ni:0.3〜0.8%、Nb:0.005〜0.04%、Ti:0.005〜0.04%、Cu:0.1〜0.5%、Si:0.05〜0.3%、Al:0.005〜0.05%、P:100ppm以下、S:40ppm以下、残りFe及びその他の不可避不純物からなり、
中心部の微細組織が、面積%で、70%以上のアシキュラーフェライト(acicular ferrite)、10%以下のパーライト(pearlite)、及び残りのフェライト、ベイナイト、島状マルテンサイト(MA)からなる群より選択される1種以上からなり、
前記パーライトの円相当直径が15μm(マイクロメートル)以下であり、表面直下2mm以下の領域における表面部の微細組織が、面積%で、30%以上のフェライト、及び残りのベイナイト、マルテンサイト、パーライトからなる群より選択される1種以上からなり、且つ、
溶接時に形成される溶接熱影響部が、面積%で、5%以下の島状マルテンサイトを含み、
厚さが50mm以上であり、
前記溶接時の溶接入熱量は0.5〜10kJ/mmであり、
前記溶接時の溶接方法は、FCAW(Flux Cored Arc Welding)またはSAW(Submerged Arc Welding)であることを特徴とする脆性亀裂伝播抵抗性及び溶接部の脆性亀裂開始抵抗性に優れた高強度鋼材。 - 前記CuとNiの重量比(Cu/Niの重量比)が0.8以下であることを特徴とする請求項1に記載の脆性亀裂伝播抵抗性及び溶接部の脆性亀裂開始抵抗性に優れた高強度鋼材。
- 前記鋼材の降伏強度が390MPa以上であることを特徴とする請求項1に記載の脆性亀裂伝播抵抗性及び溶接部の脆性亀裂開始抵抗性に優れた高強度鋼材。
- 前記鋼材は−10℃で測定されたKca値が6000N/mm 1.5 以上であることを特徴とする請求項1乃至3のいずれか一項に記載の脆性亀裂伝播抵抗性及び溶接部の脆性亀裂開始抵抗性に優れた高強度鋼材。
- 前記鋼材は、鋼材の厚さ方向に鋼材の厚さ1/2t(t:鋼板の厚さ)の位置におけるシャルピー破面遷移温度が−40℃以下であることを特徴とする請求項1に記載の脆性亀裂伝播抵抗性及び溶接部の脆性亀裂開始抵抗性に優れた高強度鋼材。
- 請求項1に記載の鋼材を製造する方法であって、
重量%で、C:0.05〜0.09%、Mn:1.5〜2.0%、Ni:0.3〜0.8%、Nb:0.005〜0.04%、Ti:0.005〜0.04%、Cu:0.1〜0.5%、Si:0.1〜0.3%、Al:0.005〜0.05%、P:100ppm以下、S:40ppm以下、残りFe及びその他の不可避不純物からなるスラブを1000〜1100℃で再加熱した後、1100〜900℃の温度で粗圧延する段階と、
前記粗圧延されたバー(bar)を、中心部温度を基準に、Ar3(フェライト変態開始温度)+60℃〜Ar3℃の温度範囲で仕上げ圧延して鋼板を得る段階と、
前記鋼板を700℃以下の温度まで冷却する段階と、を含み、
前記粗圧延時の最後の3パス(pass)に対しては、2/sec以下の変形速度(Strain rate)で行い、
前記仕上げ圧延された鋼板の厚さは50mm以上であることを特徴とする脆性亀裂伝播抵抗性及び溶接部の脆性亀裂開始抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法。 - 前記粗圧延時の最後の3パス(pass)に対しては、パス(pass)当たりの圧下率を5%以上、総累積圧下率を40%以上であることを特徴とする請求項6に記載の脆性亀裂伝播抵抗性及び溶接部の脆性亀裂開始抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法。
- 前記粗圧延後仕上げ圧延前のバーの厚さ中心部の結晶粒サイズは150μm以下であることを特徴とする請求項6に記載の脆性亀裂伝播抵抗性及び溶接部の脆性亀裂開始抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法。
- 前記仕上げ圧延時の圧下比は、スラブの厚さ(mm)/仕上げ圧延後の鋼板の厚さ(mm)の比が3.5以上になるように設定されることを特徴とする請求項6に記載の脆性亀裂伝播抵抗性及び溶接部の脆性亀裂開始抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法。
- 前記仕上げ圧延時の累積圧下率は40%以上に維持し、調質圧延を除いたパス当たりの圧下率は4%以上に維持することを特徴とする請求項6に記載の脆性亀裂伝播抵抗性及び溶接部の脆性亀裂開始抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法。
- 前記鋼板の冷却は1.5℃/s以上の中心部冷却速度で行うことを特徴とする請求項6に記載の脆性亀裂伝播抵抗性及び溶接部の脆性亀裂開始抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法。
- 前記鋼板の冷却は、2〜300℃/sの平均冷却速度で行うことを特徴とする請求項6に記載の脆性亀裂伝播抵抗性及び溶接部の脆性亀裂開始抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法。
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