JP7404520B2 - 中心部における極低温変形時効衝撃靭性に優れた高強度極厚物鋼材及びその製造方法 - Google Patents

中心部における極低温変形時効衝撃靭性に優れた高強度極厚物鋼材及びその製造方法 Download PDF

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Description

本発明は、中心部における極低温変形時効衝撃靭性に優れた高強度極厚物鋼材及びその製造方法に係り、より詳しくは、中心部における極低温変形時効衝撃靭性に優れた高強度極厚物鋼材及びその製造方法関する。
近年、国内外の船舶などの構造物設計において極厚物高強度鋼材の開発が求められており、構造物の設計時に高強度鋼を使用する場合、構造物の形態の軽量化による経済的利得とともに板厚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。また、船舶の輸送効率を向上させるために極地航路を運航しようとする試みが進められており、この場合、既存の－４０℃での衝撃靭性を保証する鋼材ではなく－６０℃での衝撃靭性を保証する極低温靭性保証高強度、極厚物材の需要が増加するものと予想される。
しかし、一般的に高強度鋼の場合、極厚物材の製造時、総圧下率の低下により組織全体に十分な変形がなされないため、組織が粗大となり、特に中心部の場合、粗大なオーステナイト組織が形成されるため、硬化能が高くなり、中心部の衝撃靭性を保証するのに困難がある。
また、船舶製造時に鋼材を元の板材形態のまま使用せず、一部を変形することによって船体の形態に加工するようになるが、このような変形を鋼材に付与する場合、変形による衝撃靭性が低下するようになる。加えて、変形後、時間が経つにつれて変形によって生成された転位内に炭素、窒素のような元素が混入し、これに伴う強度上昇により衝撃靭性はさらに劣化するようになる。このような現象を保証するために鋼材の開発後、各船級の認証を受ける際の母材の試験項目に、５％の変形後、２５０℃で１時間熱処理を行ってから衝撃靭性を測定する変形時効衝撃試験が含まれている。そのため、極低温靭性を保証する極厚物、高強度船舶用鋼材の場合、基本的な衝撃靭性の他に変形時効衝撃特性まで保証しなければならないが、極厚物材の中心部の変形時効衝撃まで保証するためには、中心部の微細組織を画期的に改善しなければならないという問題点がある。
したがって、５００ＭＰａ級以上の高強度鋼材では、既存の１／４ｔ、１／２ｔ部の母材衝撃靭性だけでなく、中心部の微細組織を制御して中心部の変形時効衝撃靭性を向上させることが必要である。
本発明の目的は、中心部における極低温変形時効衝撃靭性に優れた高強度極厚物鋼材及びその製造方法を提供することである。
本発明の中心部における極低温変形時効衝撃靭性に優れた高強度極厚物鋼材は重量％で、Ｃ：０．０２～０．０６％、Ｍｎ：１．８～２．２％、Ｎｉ：０．７～１．１％、Ｍｏ：０．２～０．５％、Ｎｂ：０．００５～０．０３％、Ｔｉ：０．００５～０．０１８％、Ｐ：８０ｐｐｍ以下、Ｓ：２０ｐｐｍ以下を含み、残部がＦｅ及びその他の不可避不純物からなり、厚さ（ｔ）方向に３／８ｔ～５／８ｔの領域において、ＥＢＳＤで測定した１５度以上の高境界角を有する結晶粒の平均粒度が１５μｍ以下であることを特徴とする
また、本発明の中心部における極低温変形時効衝撃靭性に優れた高強度極厚物鋼材の製造法は重量％で、Ｃ：０．０２～０．０６％、Ｍｎ：１．８～２．２％、Ｎｉ：０．７～１．１％、Ｍｏ：０．２～０．５％、Ｎｂ：０．００５～０．０３％、Ｔｉ：０．００５～０．０１８％、Ｐ：８０ｐｐｍ以下、Ｓ：２０ｐｐｍ以下を含み、残部がＦｅ及びその他の不可避不純物からなる鋼スラブを１０００～１０８０℃の温度に再加熱する段階、上記再加熱された鋼スラブを８５０～１０５０℃の温度で粗圧延してバーを得る段階、上記バーを６０％超の総圧下率で７００～８００℃の温度で仕上げ圧延して熱延鋼材を得る段階、及び上記熱延鋼材を３℃／ｓ以上の冷却速度で５００℃以下の温度まで冷却する段階を含むことを特徴とする。
本発明によると、降伏強度が５００ＭＰａ以上であり、厚さ中心部における変形時効衝撃試験時の遷移温度が－６０℃以下であることを特徴とする中心部における極低温変形時効衝撃靭性に優れた高強度極厚物鋼材及びその製造方法を提供することができる。
以下では、本発明における鋼材について説明する。まず、本発明の合金組成について説明する。下記に説明する合金組成の単位は、特に断りのない限り、重量％を意味する。
Ｃ：０．０２～０．０６％
Ｃは、本発明において基本的な強度を確保する上で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。しかし、Ｃの含量が０．０６％を超えると、変形時効衝撃試験時に転位に多量のＣが固着して強度を上げるようになるため変形時効衝撃靭性が低下し、０．０２％未満になると、強度の低下を招くため、Ｃの含量は０．０２～０．０６％の範囲を有することが好ましい。Ｃの下限は０．０２４％であることがより好ましく、０．０２８％であることがさらに好ましく、０．３％であることが最も好ましい。Ｃの上限は０．０５８％であることがより好ましく、０．０５４％であることがさらに好ましく、０．０５％であることが最も好ましい。
Ｍｎ：１．８～２．２％
Ｍｎは、固溶強化及び硬化能の向上によって強度を向上させる有用な元素であるため、本発明で得ようとする５００ＭＰａ以上の降伏強度を満たすためには、Ｍｎを１．８％以上添加する必要がある。しかし、２．２％を超える場合には、過度な硬化能の増加により粗大な上部ベイナイト（Ｕｐｐｅｒ ｂａｉｎｉｔｅ）及びマルテンサイトの生成を促進して中心部の変形時効衝撃靭性を大きく低下させるため、Ｍｎの含量は１．８～２．２％の範囲を有することが好ましい。Ｍｎの下限は１．８３％であることがより好ましく、１．８６％であることがさらに好ましく、１．９％であることが最も好ましい。Ｍｎの上限は２．１７％であることがより好ましく、２．１４％であることがさらに好ましく、２．１％であることが最も好ましい。
Ｎｉ：０．７～１．１％
Ｎｉは、低温において転位のクロススリップ（ｃｒｏｓｓ ｓｌｉｐ）を容易にして衝撃靭性を向上させ、硬化能を向上させて強度を向上させる上で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中心部の変形時効衝撃靭性を向上させるためには０．７％以上添加されることが好ましい。ただし、１．１％を超えると、硬化能を過度に上昇させて低温変態相が多量生成されて靭性を低下させるという問題があり、製造コストを上昇させるという問題がある。したがって、Ｎｉの含量は０．７～１．１％の範囲を有することが好ましい。Ｍｎの含量は１．８～２．２％の範囲を有することが好ましい。Ｎｉの下限は０．７３％であることがより好ましく、０．７６％であることがさらに好ましく、０．８％であることが最も好ましい。Ｎｉの上限は１．０７％であることがより好ましく、１．０３％であることがさらに好ましく、１％であることが最も好ましい。
Ｍｏ：０．２～０．５％
Ｍｏは、硬化能を向上させ、強度を向上させる上で重要な元素であり、強度の向上に比べて靭性の低下が少ない合金元素であって、５００ＭＰａ以上の降伏強度を有する高強度鋼を確保するためには０．２％以上添加されることが好ましい。ただし、０．５％を超える場合には、硬化能が過度に上昇して低温変態相が多量生成され、靭性を低下させるという問題がある。したがって、Ｍｏの含量は０．２～０．５％の範囲を有することが好ましい。Ｍｏの下限は０．２３％であることがより好ましく、０．２６％であることがさらに好ましく、０．３％であることが最も好ましい。Ｍｏの上限は０．４８％であることがより好ましく、０．４４％であることがさらに好ましく、０．４％であることが最も好ましい。
Ｎｂ：０．００５～０．０３％
Ｎｂは、ＮｂＣまたはＮｂＣＮの形態で析出して母材の強度を向上させる。また、高温に再加熱時に固溶したＮｂは、圧延時にＮｂＣの形態で極めて微細に析出されてオーステナイトの再結晶を抑制し、組織を微細化させる効果がある。効果のためには、Ｎｂを０．００５％以上添加することが好ましい。ただし、Ｎｂが０．０３％を超える場合には、鋼材の角に脆性クラックを引き起こす可能性があり、過度な析出物の生成及び多量の島状マルテンサイトの生成による靭性低下の問題が発生する可能性がある。したがって、Ｎｂの含量は０．００５～０．０３％の範囲を有することが好ましい。Ｎｂの下限は、０．００８％であることがより好ましく、０．０１１％であることがさらに好ましく、０．０１５％であることが最も好ましい。Ｎｂの上限は０．０２８％であることがより好ましく、０．０２６％であることがさらに好ましく、０．０２５％であることが最も好ましい。
Ｔｉ：０．００５～０．０１８％
Ｔｉは、再加熱時にＴｉＮとして析出し、母材及び溶接熱影響部の結晶粒の成長を抑制して低温靭性を大きく向上させ、効果的なＴｉＮの析出のためには０．００５％以上が添加されなければならない。しかし、０．０１８％を超える場合には、粗大なＴｉＮ晶出により低温靭性が減少するという問題点がある。したがって、Ｔｉの含量は０．００５～０．０１８％の範囲を有することが好ましい。Ｔｉの下限は０．００６％であることがより好ましく、０．００８％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。Ｔｉの上限は０．０１７％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、０．０１５％であることが最も好ましい。
Ｐ：８０ｐｐｍ以下
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する元素であって、脆性割れ伝播抵抗性を向上させるために、その含量を８０ｐｐｍ以下に制限することが好ましい。
Ｓ：２０ｐｐｍ以下
Ｓ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する元素であって、脆性割れ伝播抵抗性を向上させるために、その含量を２０ｐｐｍ以下に制限することが好ましい。
本発明における鋼材の残りの成分は鉄（Ｆｅ）である。ただし、通常の鉄鋼製造過程では、原料又は周囲環境から意図しない不純物が不可避に混入する可能性があるため、これを排除することはできない。これらの不純物は、通常の鉄鋼製造過程における技術者であれば、誰でも分かるものであるため、本明細書では、その全ての内容を特に言及しない。
本発明の鋼材は、厚さ（ｔ）方向に３／８ｔ～５／８ｔの領域において、ＥＢＳＤで測定した１５度以上の高境界角を有する結晶粒の平均粒度が１５μｍ以下であることが好ましい。厚さ（ｔ）方向に３／８ｔ～５／８ｔの領域においてＥＢＳＤで測定した１５度以上の高境界角を有する結晶粒の平均粒度が１５μｍを超える場合には、粒度の粗大化による有効結晶粒度が大きくなるにつれて、衝撃遷移温度が上昇して変形時効衝撃靭性が低下するという問題が発生する可能性がある。
一方、本発明の鋼材の微細組織は、アシキュラーフェライト、グラニュラーベイナイト、上部ベイナイト（ｕｐｐｅｒ ｂａｉｎｉｔｅ）を含む混合組織であってもよい。本発明の鋼材は５～９０ｍｍの厚さを有することができる。
上述のように提供される本発明の鋼材は、降伏強度が５００ＭＰａ以上であることができる。また、５％の変形後に２５０℃で１時間熱処理を行った後、変形時効衝撃試験時の遷移温度が－６０℃以下であることができる。
以下、本発明の鋼材の製造方法について説明する。まず、鋼スラブを１０００～１０８０℃の温度に再加熱する。本発明の鋼材の再加熱において加熱温度は１０００℃以上とすることが好ましいが、これは鋳造中に形成されたＴｉ及び／又はＮｂの炭窒化物を固溶させるためである。また、Ｔｉ及び／又はＮｂの炭窒化物を十分に固溶させるためには、１０３０℃以上に加熱することがより好ましい。ただし、過度に高い温度で再加熱する場合には、中心部のオーステナイトが粗大化する恐れがあるため、上記再加熱温度は１０８０℃以下であることが好ましく、１０７０℃以下であることがより好ましい。
再加熱された鋼スラブを８５０～１０５０℃の温度で粗圧延してバーを得る。再加熱されたスラブは、その形状を調整するために粗圧延を行う。粗圧延を通じて鋳造中に形成されたデンドライト等の鋳造組織の破壊とともに粗大なオーステナイトの再結晶を通じて粒度を小さくする効果が得られる。一方、十分な再結晶を起こして組織を微細化するために、粗圧延時の総圧下率は４０％以上であることが好ましい。
上記バーを６０％超の総圧下率で７００～８００℃の温度で仕上げ圧延して熱延鋼材が得られる。本発明では、上記バーのオーステナイト組織をパンケーキ化させ、転位を導入するために仕上げ圧延を行う。仕上げ圧延は、最大限中心部に加えられた変形が維持されるように７００～８００℃の温度で行うことが好ましい。仕上げ圧延温度が７００℃未満の場合には、変形中にフェライトが析出して強度と靭性が共に減少するという欠点があり、８００℃を超える場合には、粒度が大きくなって衝撃靭性が劣化し、十分な強度が確保されないという欠点がある。仕上げ圧延温度の下限は７２０℃であることがより好ましく、７４０℃であることがさらに好ましい。仕上げ圧延温度の上限は７８０℃であることがより好ましく、７６０℃であることがさらに好ましい。本発明では、仕上げ圧延時に中心部の粒度を最大限微細化するために、６０％超の総圧下率を適用することが好ましい。仕上げ圧延時の総圧下率は６１％以上であることがより好ましく、６２％であることがさらに好ましい。
上記熱延鋼材を３℃／ｓ以上の冷却速度で５００℃以下の温度まで冷却する。冷却速度が３℃／ｓより低くなったり、冷却停止温度が５００℃を超える場合には、本発明の微細結晶粒が適切に形成されなくなり、降伏強度が５００ＭＰａ以下となる可能性がある。
以下では、実施例を通じて本発明をより具体的に説明する。ただし、下記の実施例は、例示を通じて本発明を説明するためのものであり、本発明の権利範囲を制限するためのものではないことに留意する必要がある。これは、本発明の権利範囲が、特許請求の範囲に記載された事項及びこれにより合理的に類推される事項によって決定されるものであるためである。
（実施例）
下記表１に記載の合金組成を有する厚さ４００ｍｍの鋼スラブを用意してから１０４０～１０７０℃の温度に再加熱した後、９３０～１０２０℃の温度範囲で粗圧延を行ってバーが得られた。上記バーを下記表２の条件で仕上げ圧延して熱延鋼材を得た後、３．８～５．４℃／ｓｅｃの冷却速度で４９１～３４２℃の温度まで冷却した。このようにして製造された熱延鋼材について、厚さ（ｔ）方向に３／８ｔ～５／８ｔの領域においてＥＢＳＤで測定した１５度以上の高境界角を有する結晶粒の平均粒度、降伏強度、及び中心部（３／８ｔ～５／８ｔ）の変形時効衝撃の遷移温度を測定し、下記表３に記載した。
このとき、中心部における変形時効衝撃試験は鋼材の中心部で試験片を採取した後、５％の変形後に２５０℃で１時間熱処理を行った後、衝撃試験を進めて遷移温度を測定する方式で行われた。
Figure 0007404520000001
Figure 0007404520000002
Figure 0007404520000003
本発明で提案する合金組成と製造条件を満たす発明例１～２、４～５の場合、３／８ｔ～５／８ｔ部の結晶粒の平均粒度が１５μｍ以下であることがわかり、これにより降伏強度が５００ＭＰａ以上であり、変形時効衝撃の遷移温度が－６０℃以下であることがわかる。
比較例１、２の場合、本発明で提示する合金組成は満たすものの、仕上げ圧延時の総圧下率が低いことによって、中心部に十分な変形が加わらず、粒度の微細化に大きな影響を及ぼすアシキュラーフェライト（ａｃｉｃｕｌａｒ ｆｅｒｒｉｔｅ）が十分に生成されず、粗大なベイナイトが多量生成された。これにより、粒度が粗大化することによって３／８ｔ～５／８ｔ部の結晶粒の平均粒度が１５μｍを超え、中心部の変形時効衝撃の遷移温度が－６０℃を超えることが分かる。
比較例３の場合、本発明で提示するＣの上限より高い値を有することにより、高い硬化能によって粗大なベイナイト相が多量生成され、非常に高い降伏強度を示し、また３／８ｔ～５／８ｔ部の結晶粒の平均粒度が１５μｍ以下であるにもかかわらず、多量のＣが変形時効衝撃試験時に転位に固着することによって変形時効衝撃の遷移温度が－６０℃を超えることが分かる。
比較例４の場合、本発明で提示するＭｎの上限より高い値を有することにより、高い硬化能によって粗大なベイナイト相が多量生成され、非常に高い降伏強度を示すが、３／８ｔ～５／８ｔ部の結晶粒の平均粒度が１５μｍを超え、変形時効衝撃の遷移温度が－６０℃を超えることがわかる。
比較例５の場合、本発明で提示するＣ、Ｍｎの下限より低い値を有することにより、中心部にポリゴナルフェライト（ｐｏｌｙｇｏｎａｌ ｆｅｒｒｉｔｅ）のような軟質相が多量生成され、これにより降伏強度が５００Ｍｐａより低いレベルであることがわかる。
比較例６の場合、本発明で提示するＮｉの上限より低い値を有することにより、３／８ｔ～５／８ｔ部の結晶粒の平均粒度が１５μｍ以下であるにもかかわらず、低いＮｉ含有量による靭性低下による変形時効衝撃の遷移温度が－６０℃を超えることがわかる。
比較例７の場合、本発明で提示するＭｏの上限より高い値を有することにより、高い硬化能によって粗大なベイナイト相が多量生成され、非常に高い降伏強度を示すが、３／８ｔ～５／８ｔ部の平均粒度が１５μｍを超え、変形時効衝撃の遷移温度が－６０℃を超えることがわかる。
比較例８の場合、本発明で提示するＴｉ、Ｎｂの上限より高い値を有することにより、過度な硬化能及び析出物の生成によって強度が上昇し、析出強化による靭性低下の影響により変形時効衝撃の遷移温度が－６０℃を超えることがわかる。

Claims (4)

  1. 重量％で、Ｃ：０．０２～０．０６％、Ｍｎ：１．８～２．２％、Ｎｉ：０．７～１．１％、Ｍｏ：０．２～０．５％、Ｎｂ：０．００５～０．０３％、Ｔｉ：０．００５～０．０１８％、Ｐ：８０ｐｐｍ以下、Ｓ：２０ｐｐｍ以下を含み、残部がＦｅ及びその他の不可避不純物からなり、
    厚さ（ｔ）方向に３／８ｔ～５／８ｔの領域においてＥＢＳＤで測定した１５°以上の高境界角を有する結晶粒の平均粒度が１５μｍ以下であり、
    ５～９０ｍｍの厚さを有し、
    降伏強度が５００ＭＰａ以上であり、
    ５％の変形後に２５０℃で１時間熱処理を行った後、変形時効衝撃試験時の遷移温度が－６０℃以下であることを特徴とする中心部における極低温変形時効衝撃靭性に優れた高強度極厚物鋼材。
  2. 前記鋼材は、アシキュラーフェライト、グラニュラーベイナイト、上部ベイナイト（ｕｐｐｅｒ ｂａｉｎｉｔｅ）を含む微細組織を有することを特徴とする請求項１に記載の中心部における極低温変形時効衝撃靭性に優れた高強度極厚物鋼材。
  3. 重量％で、Ｃ：０．０２～０．０６％、Ｍｎ：１．８～２．２％、Ｎｉ：０．７～１．１％、Ｍｏ：０．２～０．５％、Ｎｂ：０．００５～０．０３％、Ｔｉ：０．００５～０．０１８％、Ｐ：８０ｐｐｍ以下、Ｓ：２０ｐｐｍ以下を含み、残部がＦｅ及びその他の不可避不純物からなる鋼スラブを１０００～１０８０℃の温度に再加熱する段階、
    前記再加熱された鋼スラブを８５０～１０５０℃の温度で粗圧延してバーを得る段階、
    前記バーを６０％超の総圧下率で７００～８００℃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５００℃以下の温度まで冷却する段階を含むことを特徴とする請求項１に記載の中心部における極低温変形時効衝撃靭性に優れた高強度極厚物鋼材の製造方法。
  4. 前記粗圧延時の総圧下率は４０％以上であることを特徴とする請求項３に記載の中心部における極低温変形時効衝撃靭性に優れた高強度極厚物鋼材の製造方法。
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