JP7332697B2 - 脆性亀裂開始抵抗性に優れた構造用極厚物鋼材及びその製造方法 - Google Patents
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Description
Cは、本発明において、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。上記C含有量が0.08%を超えると、母材及び溶接熱影響部に大量のMA相及び低温変態相が生成され、靭性が低下し、0.03%未満になると、強度の低下を招くため、上記C含有量は、0.03~0.08%の範囲を有することが好ましい。上記C含有量の下限は、0.035%であることがより好ましく、0.037%であることがさらに好ましく、0.04%であることが最も好ましい。上記C含有量の上限は、0.075%であることがより好ましく、0.07%であることがさらに好ましく、0.065%であることが最も好ましい。
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ため、本発明が得ようとする500MPa以上の降伏強度を満たすためには、1.6%以上添加される必要がある。しかし、2.2%を超える場合には、過度の硬化能の増加により、上部ベイナイト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開始抵抗性を大きく低下させるため、上記Mn含有量は、1.6~2.2%の範囲を有することが好ましい。上記Mn含有量の下限は、1.65%であることがより好ましく、1.7%であることがさらに好ましく、1.8%であることが最も好ましい。上記Mn含有量の上限は、2.15%であることがより好ましく、2.1%であることがさらに好ましく、2.05%であることが最も好ましい。
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て強度を向上させるために重要な元素であって、500MPa以上の降伏強度を有する高強度鋼における衝撃靭性及び脆性亀裂開始抵抗性を向上させるためには、0.6%以上添加されることが好ましい。しかし、1.3%を超える場合には、硬化能が過度に上昇し、低温変態相が生成されるにつれ、靭性を低下させる問題があり、製造コストを上昇させる虞もある。したがって、上記Ni含有量は、0.6~1.3%の範囲を有することが好ましい。上記Ni含有量の下限は、0.65%であることがより好ましく、0.7%であることがさらに好ましく、0.75%であることが最も好ましい。上記Ni含有量の上限は、1.25%であることがより好ましく、1.2%であることがさらに好ましく、1.15%であることが最も好ましい。
Nbは、NbCまたはNbCNの形態で析出し、母材の強度を向上させる。また、高温で再加熱時に固溶される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。上記効果のためには、Nbが0.005%以上添加されることが好ましいが、0.03%を超える場合には、鋼材の端部に脆性クラックを引き起こし、母材に多量のMA相を生成させて脆性亀裂開始抵抗性を低下させることができる。したがって、上記Nb含有量は、0.005~0.03%の範囲を有することが好ましい。上記Nb含有量の下限は、0.008%であることがより好ましく、0.01%であることがさらに好ましく、0.012%であることが最も好ましい。上記Nb含有量の上限は、0.027%であることがより好ましく、0.025%であることがさらに好ましく、0.023%であることが最も好ましい。
Tiは、再加熱時にTiNに析出して母材及び溶接熱影響部の結晶粒の成長を抑制し、低温靭性を大きく向上させる。上記効果を確保するためには、0.005%以上添加されることが好ましい。しかし、0.02%を超えて添加される場合には、連鋳ノズルの目詰まりや中心部の晶出による低温靭性の減少が誘発されることがある。したがって、上記Ti含有量は、0.005~0.02%の範囲を有することが好ましい。上記Ti含有量の下限は、0.007%であることがより好ましく、0.08%であることがさらに好ましく、0.01%であることが最も好ましい。上記Ti含有量の上限は、0.018%であることがより好ましく、0.016%であることがさらに好ましく、0.014%であることが最も好ましい。
Cuは、硬化能を向上させて固溶強化を起こし、鋼材の強度を向上させるために主要な元素であり、鋼材に焼戻しを適用する場合は、イプシロンCu析出物の生成を介して降伏強度を上げるために主要な元素であるため、0.1%以上添加されることが好ましい。しかし、0.4%を超える場合には、製鋼工程で高温脆性(hot shortness)によるスラブの割れを発生させることがあるため、上記Cu含有量は、0.1~0.4%の範囲を有することが好ましい。上記Cu含有量の下限は、0.12%であることがより好ましく、0.15%であることがさらに好ましく、0.18%であることが最も好ましい。上記Cu含有量の上限は、0.38%であることがより好ましく、0.35%であることがさらに好ましく、0.32%であることが最も好ましい。
Pは、結晶粒界に脆性を誘発したり、粗大な介在物を形成させて脆性を誘発したりする元素であって、脆性亀裂伝播抵抗性を向上させるために、100ppm以下に制御することが好ましい。上記P含有量は、90ppm以下であることがより好ましく、80ppm以下であることがさらに好ましく、60ppm以下であることが最も好ましい。
Sは、Pと同様に結晶粒界に脆性を誘発したり、粗大な介在物を形成させて脆性を誘発したりする元素であって、脆性亀裂伝播抵抗性を向上させるために、40ppm以下に制御することが好ましい。上記S含有量は、30ppm以下であることがより好ましく、20ppm以下であることがさらに好ましく、10ppm以下であることが最も好ましい。
Hは、多量存在する場合は、冷却終了後に介在物などに集積されてHIC(Hydrogen Induced Cracking)を誘発し、微細クラックを生成させる元素であって、脆性亀裂開始抵抗性を向上させるためには、1.5ppm以下に制御することが好ましい。上記H含有量は、1.3ppm以下であることがより好ましく、1.1ppm以下であることがさらに好ましく、0.9ppm以下であることが最も好ましい。
下記表1のRH精錬時間の間、溶鋼を精錬して下記表1の合金組成を有する溶鋼を用意した後、上記溶鋼を連続鋳造して400mm厚さの鋼スラブを製造した。上記鋼スラブを1080℃の温度で再加熱した後、1030℃の温度で粗圧延を実施して200mm厚さのバーを製造した。上記粗圧延時の累積圧下率は50%で適用した。上記粗圧延後、700~850℃で仕上げ圧延して下記表2の厚さを有する熱延鋼材を得た後、下記表2の条件で冷却した。
Claims (6)
- 重量%で、C:0.03~0.08%、Mn:1.6~2.2%、Ni:0.6~1.3%、Nb:0.005~0.03%、Ti:0.005~0.02%、Cu:0.1~0.4%、P:100ppm以下、S:40ppm以下、H:1.5ppm以下、残部はFe及びその他の不可避不純物からなり、
微細組織は、アシキュラーフェライト及びグラニュラーベイナイトの合計が面積分率で80%以上であり、
鋼材の厚さ中心を基準に±1mmの領域で単位面積1mm2当たり30μm以上の大きさを有するクラックの総長さの合計が130μm以下であり、
降伏強度が500MPa以上であり、
厚さ85mm以上であることを特徴とする脆性亀裂開始抵抗性に優れた構造用極厚物鋼材。 - 前記微細組織の残部組織は、上部ベイナイト、島状マルテンサイト(MA)及び擬似パーライトのうち1種以上であることを特徴とする請求項1に記載の脆性亀裂開始抵抗性に優れた構造用極厚物鋼材。
- 前記鋼材は-10℃で母材CTOD平均値が0.4mm以上であり、中心部の衝撃遷移温度が-40℃以下であることを特徴とする請求項1に記載の脆性亀裂開始抵抗性に優れた構造用極厚物鋼材。
- 請求項1に記載の構造用極厚物鋼材の製造方法であって、
重量%で、C:0.03~0.08%、Mn:1.6~2.2%、Ni:0.6~1.3%、Nb:0.005~0.03%、Ti:0.005~0.02%、Cu:0.1~0.4%、P:100ppm以下、S:40ppm以下、H:1.5ppm以下、残部はFe及びその他の不可避不純物からなる溶鋼を用意する段階、
前記溶鋼を連続鋳造して鋼スラブを得る段階、
前記鋼スラブを1000~1150℃の温度で再加熱する段階、
前記再加熱された鋼スラブを900~1150℃の温度で粗圧延する段階、
前記粗圧延された鋼スラブを1/4t(t:鋼材厚さ)を基準にAr3以上の温度で仕上げ圧延して熱延鋼材を得る段階、及び
前記熱延鋼材を3℃/s以上の冷却速度で300~600℃の温度まで冷却する段階を含み、
前記溶鋼を用意する段階は、溶鋼を15~40分間RH精錬することを含むことを特徴とする脆性亀裂開始抵抗性に優れた構造用極厚物鋼材の製造方法。 - 前記粗圧延時の総累積圧下率は30%以上であることを特徴とする請求項4に記載の脆性亀裂開始抵抗性に優れた構造用極厚物鋼材の製造方法。
- 前記仕上げ圧延時の総累積圧下率は40%以上であることを特徴とする請求項4に記載の脆性亀裂開始抵抗性に優れた構造用極厚物鋼材の製造方法。
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