JP7395750B2 - 構造用鋼材及びその製造方法 - Google Patents
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Description
[N]-0.3*[Ti]-0.1*[Nb]≦0.001(wt%)
上記関係式1において、[N]、[Ti]及び[Nb]は、それぞれ、鋼材に含まれるN、Ti及びNbの含量(重量%)を意味する。
0(wt%)<[Cu]+[Ni]+[Cr]+[Mo]≦0.08(wt%)
上記関係式2において、[Cu]、[Ni]、[Cr]及び[Mo]は、それぞれ、鋼材に含まれるCu、Ni、Cr及びMoの含量(重量%)を意味する。
[N]-0.3*[Ti]-0.1*[Nb]≦0.001(wt%)
上記関係式1において、[N]、[Ti]及び[Nb]は、それぞれ、スラブに含まれるN、Ti及びNbの含量(重量%)を意味する。
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上記関係式2において、[Cu]、[Ni]、[Cr]及び[Mo]は、それぞれ、鋼材に含まれるCu、Ni、Cr及びMoの含量(重量%)を意味し、該当成分が含まれていない場合は、0%を代入する。
炭素(C)は、最も経済的に鋼材の強度を確保することができる元素であるため、本発明では、このような効果を達成するために、0.12%以上の炭素(C)を含むことができる。好ましい炭素(C)含量は0.12%超過であり、より好ましい炭素(C)含量は0.125%以上である。また、炭素(C)は、焼ならし熱処理鋼において、パーライト、セメンタイト又は島状マルテンサイト(MA)を形成して引張強度を確保するための元素として使用されるのが一般的であるが、本発明で目的とする焼成変形後の低温衝撃靭性を確保するためには、その含量を一定の範囲に制限することが好ましい。炭素(C)含量が一定の範囲を超えると、多量の硬質相が生成し、これらの硬質相は、圧延材で帯状に存在し低温衝撃靭性を低下させる恐れがあるためである。よって、本発明では、炭素(C)含量の上限を0.18%に制限する。好ましい炭素(C)含量は0.18%未満であり、より好ましい炭素(C)含量は0.17%以下である。
シリコン(Si)は、脱酸、脱硫、及び固溶強化の目的を達成するために添加される元素であり、本発明では、このような効果を達成するために、0.02%以上のシリコン(Si)を含むことができる。好ましいシリコン(Si)含量の下限は0.022%であり、より好ましいシリコン(Si)含量の下限は0.024%である。一方、シリコン(Si)含量が一定の範囲を超えると、溶接性及び低温衝撃特性が低下し、製造された鋼板の表面が容易に酸化されて酸化被膜が過度に厚く形成される恐れがあるため、本発明では、シリコン(Si)含量の上限を0.5%に制限する。好ましいシリコン(Si)含量の上限は0.47%であり、より好ましいシリコン含量の上限は0.44%である。
マンガン(Mn)は、固溶強化に寄与する元素であるため、本発明では、強度増加の効果を達成するために、0.6%以上のマンガン(Mn)を含むことができる。好ましいマンガン(Mn)含量の下限は0.8%であり、より好ましいマンガン(Mn)含量の下限は1.0%である。
但し、マンガン(Mn)が過多に添加されると、鋼板厚さ方向中心部に非金属介在物であるMnSの形成を助長して低温衝撃靭性が大きく低下する恐れがあるため、本発明では、Mnの上限を1.6%に制限する。好ましいシリコン(Si)含量の上限は1.57%であり、より好ましいシリコン(Si)含量の上限は1.55%である。
アルミニウム(Al)は、シリコン(Si)及びマンガン(Mn)と共に、製鋼工程で強力な脱酸剤として使用される元素であり、本発明は、このような効果を達成するために、0.002%以上のアルミニウム(Al)を含むことができる。好ましいアルミニウム(Al)含量の下限は0.005%であり、より好ましいアルミニウム(Al)含量の下限は0.01%である。但し、アルミニウム(Al)が過多に添加されると、脱酸効果が飽和する一方、脱酸の結果物として生成される酸化性介在物中のAl2O3の分率が必要以上に増加して、酸化性介在物のサイズが粗大となるだけでなく、精錬負荷が過度に発生するという問題点がある。よって、本発明では、アルミニウム(Al)含量の上限を0.06%に制限することができる。好ましいアルミニウム(Al)含量の上限は0.055%であり、より好ましいアルミニウム(Al)含量の上限は0.05%である。
ニオブ(Nb)は、スラブ再加熱時にオーステナイトに固溶されてオーステナイトの硬化能を増大させ、熱間圧延時に高温で基地と整合する炭窒化物として析出して再結晶を抑制することから、最終組織の微細化に効果的に寄与する元素である。また、ニオブ(Nb)は、冷却後の変態中にもサイズ100nm以下の微細な析出物を生成して強度の増加に大きく寄与する元素でもある。よって、本発明では、このような効果を達成するために、0.001%以上のニオブ(Nb)を含むことができる。但し、ニオブ(Nb)が過度に添加される場合、厚さ方向中心部に粗大な析出物が容易に形成され、溶接部の硬化能を必要以上に増加させて低温衝撃靭性を低下させるため、本発明では、ニオブ(Nb)含量の上限を0.05%に制限する。好ましいニオブ(Nb)含量は0.05%未満であり、より好ましいニオブ(Nb)含量は0.047%以下である。
バナジウム(V)は、スラブ再加熱時にほぼ全て再固溶され、圧延時の析出又は固溶による強化効果には大きく寄与しないが、後続するテンパリングや溶接後熱処理時に非常に微細な炭窒化物として析出して強度を向上させる元素である。よって、本発明では、このような効果を達成するために、0.001%以上のバナジウム(V)を含むことができる。好ましいバナジウム(V)含量は0.001%超過であり、より好ましいバナジウム(V)含量は0.0015%以上である。但し、バナジウム(V)は高価な元素であるため、経済性を考慮して、その上限を0.06%に制限する。より好ましいバナジウム(V)含量の上限は0.05%である。
チタン(Ti)は、鋼中の窒素(N)と結合してナノサイズの窒化物を形成するため、鋼中の固溶窒素(N)量を効果的に減少させる元素である。チタン(Ti)の添加により固溶窒素(N)量が減少し、それによって、焼成変形後の低温衝撃靭性の低下を効果的に抑制することができる。また、チタン(Ti)が添加されると、鋼材の表面におけるクラックの発生を効果的に抑制することができる。よって、本発明では、このような目的を達成するために、0.003%以上のチタン(Ti)を含むことができる。好ましいチタン(Ti)含量は0.003%超過であり、より好ましいチタン(Ti)含量の下限は0.004%である。これに対し、チタン(Ti)が一定の含量を超えて添加されると、亀裂開始点として作用する粗大な六角柱形状のTiN析出物の分率が増加して低温衝撃靭性が低下するため、本発明では、チタン(Ti)含量の上限を0.009%に制限することができる。好ましいチタン(Ti)含量は0.009%未満であり、より好ましいチタン(Ti)含量は0.008%以下である。
カルシウム(Ca)は、非金属介在物であるMnSのSと結合してMnSの生成を抑制すると共に、球状のCaSを形成して水素亀裂クラックを抑制する効果を有する。よって、本発明では、このような目的を達成するために、0.0002%以上のカルシウム(Ca)を含むことができる。好ましいカルシウム(Ca)含量の下限は0.0003%であり、より好ましいカルシウム(Ca)含量の下限は0.0005%である。但し、カルシウム(Ca)が過多に添加されると、余剰のカルシウム(Ca)は酸素(O)と結合して粗大な酸化性介在物を形成し、このような酸化性介在物は、後続する圧延工程で延伸及び破折して亀裂敏感度を高める可能性が存在する。
よって、本発明では、カルシウム(Ca)含量の上限を0.006%に制限することができる。好ましいカルシウム(Ca)含量の上限は0.005%であり、より好ましいカルシウム(Ca)含量の上限は0.004%である。
ボロン(B)は、代表的な硬化能向上元素であって、微量の添加でもオーステナイト結晶粒界に偏析して冷却時にフェライトの核生成を強力に抑制することができる。すなわち、ボロン(B)の添加によりフェライト変態開始温度が大きく低下するため、フェライトの成長速度が低くなり、それによって、最終フェライトの微細化を効果的に達成することができる。また、本発明は焼ならし熱処理を伴うことから、焼ならし熱処理温度で再生成したオーステナイト結晶粒径を考慮すると、フェライト核生成を抑制するためのボロン(B)含量の最小量は0.0002%であることができる。好ましいボロン(B)含量は0.0003%以上である。但し、ボロン(B)が一定量を超えて添加されると、硬化能が大きく増加して母材のみならず後続する溶接熱影響部でパーライトの代わりにベイナイトが形成されるか、又は、偏析帯ではマルテンサイトが生成する可能性が高くなり、それによって、低温衝撃靭性が低下するという問題が発生することがある。よって、本発明では、ボロン(B)含量の上限を0.0005%に制限する。好ましいボロン(B)含量は0.0004%以下である。
窒素(N)は、添加されたニオブ(Nb)及びチタン(Ti)と共に析出物を形成して鋼の結晶粒を微細化させ、母材の強度及び靭性を向上させる元素である。よって、本発明では、このような目的を達成するために、0.001%以上の窒素(N)を含むことができる。好ましい窒素(N)含量は0.0015%以上であり、より好ましい窒素(N)含量は0.002%以上である。但し、窒素(N)が過度に添加されると、固溶量が増加して鋼材の変形吸収能力が容易に飽和し、それによって、脆性を引き起こす恐れがあるため、本発明は窒素(N)含量の上限を0.006%に制限する。好ましい窒素(N)含量の上限は0.0055%であり、より好ましい窒素(N)含量の上限は0.005%である。
[N]-0.3*[Ti]-0.1*[Nb]≦0.001(wt%)
上記関係式1において、[N]、[Ti]及び[Nb]は、それぞれ、鋼材に含まれるN、Ti及びNbの含量(重量%)を意味する。
リン(P)は、鋼の強度増加に一部寄与するが、粒界偏析によって低温靭性を大きく低下させる元素であるため、その含量を極力低く管理することが好ましい。但し、リン(P)は、不可避に添加される不純物元素であるだけでなく、製鋼工程でこれを完全に除去するのに多くの費用がかかるため、本発明では、リン(P)含量の上限を0.02%に制限する。
硫黄(S)は、マンガン(Mn)と結合して鋼板厚さ方向中心部にMnS介在物を生成して低温衝撃靭性を低下させ、水素誘起亀裂の発生及び伝播を助長する代表的な要因として挙げられる元素である。よって、鋼材の低温衝撃靭性及び水素誘起亀裂抵抗性を確保するためには、硫黄(S)の含量をなるべく低く管理することが好ましい。但し、硫黄(S)も不可避に添加される不純物元素であるだけでなく、製鋼工程でこれを完全に除去するのに多くの費用がかかるため、本発明では、硫黄(S)含量の上限を0.003%に制限する。好ましい硫黄(S)含量の上限は0.002%である。
銅(Cu)は、固溶及び析出によって鋼材の強度を大きく向上させることができ、湿潤硫化水素雰囲気下において鋼材の腐食を抑制する効果がある。但し、銅(Cu)は高価な元素であり、さらに、銅(Cu)が添加されると、表面クラックを誘発するため、本発明では銅(Cu)を意図的に添加しない。
0(wt%)<[Cu]+[Ni]+[Cr]+[Mo]≦0.08(wt%)
上記関係式2において、[Cu]、[Ni]、[Cr]及び[Mo]は、それぞれ、鋼材に含まれるCu、Ni、Cr及びMoの含量(重量%)を意味する。
よって、本発明のフェライト平均結晶粒径は10μm超過であり、より好ましいフェライト平均結晶粒径は12μm超過である。
[N]-0.3*[Ti]-0.1*[Nb]≦0.001(wt%)
上記関係式1において、[N]、[Ti]及び[Nb]は、それぞれ、スラブに含まれるN、Ti及びNbの含量(重量%)を意味する。
0(wt%)<[Cu]+[Ni]+[Cr]+[Mo]≦0.08(wt%)
上記関係式2において、[Cu]、[Ni]、[Cr]及び[Mo]は、それぞれ、スラブに含まれるCu、Ni、Cr及びMoの含量(重量%)を意味する。
一定の組成を有するスラブを準備して、1080~1250℃の温度範囲で再加熱する。スラブの合金組成は、上述した鋼材の合金組成に対応するため、スラブの合金組成についての説明は、上述した鋼材の合金組成についての説明に代える。
再加熱されたスラブを800~950℃の圧延終了温度で制御圧延して中間材を提供することができる。再加熱されたスラブに対して一般の圧延を適用する場合、過度な高温での圧延が終了して十分な結晶粒微細化の効果を達成することができない。また、過度に低い温度範囲まで制御圧延を行う場合、再固溶されたニオブ(Nb)などが炭窒化物として析出して、後続する焼ならし熱処理においてオーステナイト結晶粒成長抑制の効果が大きく減少するようになり、さらに、精錬過程で生成した粗大複合介在物が圧延によって小さなサイズの介在物に分折されるか、又は、長く延伸して低温衝撃靭性の低下をもたらすようになる。よって、本発明ではこのような事項を考慮して、スラブの圧延時に制御圧延を適用し、圧延終了温度を800~950℃の範囲に制限する。
圧延完了した中間材を850~950℃の温度範囲で、1.3*t+(10~30)分間(ここで、tは、中間材の厚さ(mm)を意味する。)焼ならし熱処理して最終材を提供することができる。固溶溶質元素の再固溶による鋼材の強度を確保するために、焼ならし熱処理温度の下限を850℃に制限することができる。また、結晶粒成長による低温衝撃靭性の低下を防止するために、焼ならし熱処理温度の上限を950℃に制限することができる。さらに、焼ならし熱処理時間が過度に短いと、組織の均質化が難しくなる一方、焼ならし熱処理時間が過度に長いと、生産性の観点から好ましくないため、本発明では焼ならし熱処理時間を1.3*t+(10~30)分(ここで、tは、中間材の厚さ(mm)を意味する。)に制限することができる。
引張実験は、ASTM E8規格によって常温で行い、シャルピー衝撃吸収エネルギーはASTM E23規格の条件を用いて-40℃で測定した。さらに、各試片表面でのクラック発生有無を観察して、深く0.1mm以上の表面クラックが発生した場合を〇と表示した。
Claims (8)
- 重量%で、C:0.12~0.18%、Si:0.02~0.5%、Mn:0.6~1.6%、Sol.Al:0.002~0.06%、Nb:0.001~0.05%、V:0.001~0.06%、Ti:0.003~0.009%、Ca:0.0002~0.006%、B:0.0002~0.0005%、N:0.001~0.006%、P:0.02%以下、S:0.003%以下を含み、残部がFe及び不可避な不純物からなり、下記の関係式1を満たし、
微細組織として、面積分率で80%以上のフェライトが主相であり、パーライトが第2相であり、硬質組織が残部である複合組織を含み、
前記フェライトの平均結晶粒径は20μm以下であり、
-40℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーは200J以上であることを特徴とする構造用鋼材。
[関係式1]
[N]-0.3*[Ti]-0.1*[Nb]≦0.001(重量%)
前記関係式1において、[N]、[Ti]及び[Nb]は、それぞれ、鋼材に含まれるN、Ti及びNbの含量(重量%)を意味する。 - 前記硬質組織は、ベイナイト、島状マルテンサイト、セメンタイトから選択された1種以上であり、
前記硬質組織の分率は5面積%以下であることを特徴とする請求項1に記載の構造用鋼材。 - 前記フェライトの平均結晶粒径は10μm超過20μm以下であることを特徴とする請求項1に記載の構造用鋼材。
- 前記鋼材は、Cu、Ni、Cr及びMoから選択された1種以上をさらに含み、Cu、Ni、Cr及びMoの合計含量は下記の関係式2を満たすことを特徴とする請求項1に記載の構造用鋼材。
[関係式2]
0(重量%)<[Cu]+[Ni]+[Cr]+[Mo]≦0.08(重量%)
前記関係式2において、[Cu]、[Ni]、[Cr]及び[Mo]は、それぞれ、鋼材に含まれるCu、Ni、Cr及びMoの含量(重量%)を意味する。 - 前記鋼材の降伏強度は310MPa以上であり、降伏比は0.75以下であり、延伸率は25%以上であることを特徴とする請求項1に記載の構造用鋼材。
- 重量%で、C:0.12~0.18%、Si:0.02~0.5%、Mn:0.6~1.6%、Sol.Al:0.002~0.06%、Nb:0.001~0.05%、V:0.001~0.06%、Ti:0.003~0.009%、Ca:0.0002~0.006%、B:0.0002~0.0005%、N:0.001~0.006%、P:0.02%以下、S:0.003%以下を含み、残部がFe及び不可避な不純物からなり、下記の関係式1を満たすスラブを1080~1250℃で再加熱する段階と、
前記再加熱されたスラブを800~950℃の圧延終了温度で制御圧延して中間材を提供する段階と、
前記中間材を850~950℃の温度範囲で、1.3*t+(10~30)分間(ここで、tは、中間材の厚さ(mm)を意味する。)焼ならし熱処理して最終材を提供する段階と、を含むことを特徴とする請求項1に記載の構造用鋼材の製造方法。
[関係式1]
[N]-0.3*[Ti]-0.1*[Nb]≦0.001(重量%)
前記関係式1において、[N]、[Ti]及び[Nb]は、それぞれ、スラブに含まれるN、Ti及びNbの含量(重量%)を意味する。 - 前記スラブは、Cu、Ni、Cr及びMoから選択された1種以上をさらに含み、Cu、Ni、Cr及びMoの合計含量は下記の関係式2を満たすことを特徴とする請求項6に記載の構造用鋼材の製造方法。
[関係式2]
0(重量%)<[Cu]+[Ni]+[Cr]+[Mo]≦0.08(重量%)
前記関係式2において、[Cu]、[Ni]、[Cr]及び[Mo]は、それぞれ、スラブに含まれるCu、Ni、Cr及びMoの含量(重量%)を意味する。 - 前記中間材の厚さが25mmを超えると、前記制御圧延後に5℃/s以上の冷却速度で750℃以下の温度まで加速冷却する段階をさらに含むことを特徴とする請求項6に記載の構造用鋼材の製造方法。
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