JP7348947B2 - 脆性破壊抵抗性に優れた構造用鋼材及びその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、脆性破壊抵抗性に優れた構造用鋼材及びその製造方法に係り、より詳しくは、鋼組成、微細組織及び製造工程を最適化して、脆性破壊抵抗性を効果的に向上させた構造用鋼材及びその製造方法に関する。
最近、建築構造物、輸送用鋼管、橋梁などの大型化の傾向に合わせて、高強度特性を有する構造用鋼材の開発に対する要求が増大しつつある。従来は、このような高強度特性を満たすために、焼入れ－焼戻し（ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ－ｔｅｍｐｅｒｉｎｇ）などの熱処理方法を施行して鋼材を生産していたが、最近では、生産コストの低減及び溶接性の確保などの理由で圧延後の冷却によって特性が付与された鋼材が既存の熱処理鋼材にとって代わっている。圧延後の冷却によって生産される鋼材の場合、組織の微細化によって衝撃靭性が向上するが、過度の冷却により鋼材表層部から厚さ方向に沿ってベイナイトまたはマルテンサイトなどの高い強度を有する微細組織が形成され、これらの硬質相によって脆性破壊が誘発される虞がある。
ＮＲＬ落重試験（ＮＲＬ ｄｒｏｐ ｗｅｉｇｈｔ ｔｅｓｔ）は、脆性破壊に対する抵抗性を測定するための代表的な測定法である。ＮＲＬ落重試験は、米国海軍研究所のＮＲＬが脆性破壊伝播停止特性を調査するために、１９５３年に開発した試験法であって、ＡＳＴＭ Ｅ２０８に規格化された試験法である。この試験は、５２×１４０ｍｍまたは９０×３６０ｍｍの鋼板表面中央部に亀裂発生のための短い脆性ビーズを形成し、脆性ビーズの中央部にノッチを加工した試験片を製作して試験に供する。これらの試験片を様々な温度に冷却した後、脆性ビーズが下方に向かうように試験片の両端を支持し、反対側から重りを落下させてノッチの先端部から亀裂を発生させる。これらの亀裂が試験片の厚さ方向に伝播されて試験片が破断に至る最高温度である鉛フリー温度（ＮＤＴ温度、Ｎｉｌ Ｄｕｃｔｉｌｉｔｙ Ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）を求め、脆性破断が起こる限界温度を相互比較して評価することができる。つまり、ＮＤＴ温度が低い鋼材であるほど、脆性破壊抵抗性に優れるものと評価される。
最近、大型構造物の安定性の確保のために、大型構造物の素材として提供される鋼材は優れた脆性破壊抵抗性を備えることが求められる傾向にあり、鋼材のＮＤＴ温度が－７０℃以下の水準を満たす場合、大型構造物に特に適した脆性破壊抵抗性を備えたものと評価される。
したがって、圧延後の冷却によって製造されて経済性及び溶接性を効果的に確保しながら、ＮＤＴ温度特性に優れて脆性破壊抵抗性に優れた鋼材に対する開発が急がれている。
したがって、圧延後の冷却によって製造されて経済性及び溶接性を効果的に確保しながら、ＮＤＴ温度特性に優れて脆性破壊抵抗性に優れた鋼材に対する開発が急がれている。
特許文献１では、鋼材の表層部を細粒化する技術を提案しているが、表層部が等軸フェライト結晶粒及び伸長フェライト結晶粒を主体とすることから、引張強度８００ＭＰａ級以上の高強度鋼材には適用できないという問題が存在する。また、特許文献１では、表層部を細粒化するために表層部が復熱処理される間に圧延工程を必須に行う必要があることから、圧延工程の制御には困難が伴う。
本発明の目的とするところは、脆性破壊抵抗性に優れた構造用鋼材及びその製造方法を提供することにある。
本発明の課題は、上述した内容に限定されない。通常の技術者であれば、本明細書の全体内容から、本発明のさらなる課題を理解するのに何ら困難がない。
本発明の課題は、上述した内容に限定されない。通常の技術者であれば、本明細書の全体内容から、本発明のさらなる課題を理解するのに何ら困難がない。
本発明の脆性破壊抵抗性に優れた構造用鋼材は、重量％で、Ｃ：０．０２～０．１２％、Ｓｉ：０．０１～０．８％、Ｍｎ：１．５～２．５％、Ａｌ：０．００５～０．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．００１５～０．０１５％、残りはＦｅ及びその他の不可避不純物からなり、厚さ方向に沿って外側の表層部と内側の中心部が微細組織に区分され、上記表層部は焼戻しベイナイトを基地組織として含み、上記中心部はベイニティックフェライトを基地組織として含み、ＮＲＬ落重試験によるＮＤＴ温度が－７０℃以下であることを特徴とする。
上記表層部は、上記鋼材の上部側の上部表層部及び上記鋼材の下部側の下部表層部を含み、上記上部表層部及び下部表層部は、上記鋼材の厚さに対して３～１０％の厚さで、それぞれ備えられることがよい。
上記表層部は、第２組織としてフレッシュマルテンサイトをさらに含み、上記焼戻しベイナイト及び上記フレッシュマルテンサイトは９５面積％以上の分率で上記表層部に含まれることが好ましい。
上記表層部は、第２組織としてフレッシュマルテンサイトをさらに含み、上記焼戻しベイナイト及び上記フレッシュマルテンサイトは９５面積％以上の分率で上記表層部に含まれることが好ましい。
上記ベイニティックフェライトは、９５面積％以上の分率で上記中心部に含まれることができる。
上記表層部の微細組織の結晶粒の平均粒径は、３μｍ以下（０μｍを除く）であることがよい。
上記中心部の微細組織の結晶粒の平均粒径は、５～２０μｍであることが好ましい。
上記表層部の微細組織の結晶粒の平均粒径は、３μｍ以下（０μｍを除く）であることがよい。
上記中心部の微細組織の結晶粒の平均粒径は、５～２０μｍであることが好ましい。
上記鋼材は、重量％で、Ｎｉ：０．０１～２．０％、Ｃｕ：０．０１～１．０％、Ｃｒ：０．０１～１．０％、Ｍｏ：０．０１～１．０％、Ｔｉ：０．００５～０．１％、Ｎｂ：０．００５～０．１％、Ｖ：０．００５～０．３％、Ｂ：０．０００５～０．００４％、Ｃａ：０．００６％以下の中から選択される１種または２種以上をさらに含むことができる。
上記表層部の高傾角粒界の分率は、４５％以上であることがよい。
上記表層部の高傾角粒界の分率は、４５％以上であることがよい。
本発明の脆性破壊抵抗性に優れた構造用鋼材の製造方法は、重量％で、Ｃ：０．０２～０．１２％、Ｓｉ：０．０１～０．８％、Ｍｎ：１．５～２．５％、Ａｌ：０．００５～０．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．００１５～０．０１５％、残りはＦｅ及びその他の不可避不純物からなるスラブを１０５０～１２５０℃の温度範囲で再加熱し、上記スラブをＴｎｒ～１１５０℃の温度範囲で粗圧延して粗圧延バーを提供し、上記粗圧延バーを５℃／ｓ以上の冷却速度でＭｓ～Ｂｓ℃の温度範囲まで１次冷却し、上記１次冷却された粗圧延バーの表層部が復熱により（Ａｃ１＋４０℃）～（Ａｃ３－５℃）の温度範囲で再加熱されるように維持する復熱処理をし、上記復熱処理された粗圧延バーを仕上げ圧延し、上記仕上げ圧延された鋼材を５℃／ｓ以上の冷却速度で２００～５００℃の温度範囲まで２次冷却して製造することを特徴とする。
上記スラブは、重量％で、Ｎｉ：０．０１～２．０％、Ｃｕ：０．０１～１．０％、Ｃｒ：０．０１～１．０％、Ｍｏ：０．０１～１．０％、Ｔｉ：０．００５～０．１％、Ｎｂ：０．００５～０．１％、Ｖ：０．００５～０．３％、Ｂ：０．０００５～０．００４％、Ｃａ：０．００６％以下の中から選択される１種または２種以上をさらに含むことができる。
上記粗圧延バーは、上記粗圧延の直後の水冷により１次冷却することが好ましい。
上記粗圧延バーは、上記粗圧延の直後の水冷により１次冷却することが好ましい。
上記１次冷却は、上記粗圧延バーの表層部の温度基準でＡｅ３＋１００℃以下の温度で開始されることがよい。
上記粗圧延バーはＢｓ～Ｔｎｒ℃の温度範囲で仕上げ圧延することができる。
上記課題の解決手段は、本発明の特徴を全て列挙したものではなく、本発明の様々な特徴とそれに伴う利点及び効果は、下記の具体的な実施例を参照して、より詳細に理解することができる。
上記粗圧延バーはＢｓ～Ｔｎｒ℃の温度範囲で仕上げ圧延することができる。
上記課題の解決手段は、本発明の特徴を全て列挙したものではなく、本発明の様々な特徴とそれに伴う利点及び効果は、下記の具体的な実施例を参照して、より詳細に理解することができる。
本発明によると、本発明は、高強度特性を備えながらも、ＮＲＬ落重試験によるＮＤＴ温度が－７０℃以下である脆性破壊抵抗性に優れた構造用鋼材及びその製造方法を提供することができる。
本発明は、脆性破壊抵抗性に優れた構造用鋼材及びその製造方法に関するものであり、以下では、本発明の好ましい実施例を説明する。本発明の実施例は、様々な形に変形することができ、本発明の範囲が以下で説明される実施例に限定されるものと解釈されてはならない。本実施例は、当該発明が属する技術分野における通常の知識を有する者に本発明をさらに詳細に説明するために提供されるものである。
以下、本発明の鋼組成についてより詳細に説明する。以下、特に断りのない限り、各元素の含有量を示す％及びｐｐｍは重量を基準とする。
以下、本発明の鋼組成についてより詳細に説明する。以下、特に断りのない限り、各元素の含有量を示す％及びｐｐｍは重量を基準とする。
本発明の一側面による脆性破壊抵抗性に優れた構造用鋼材は、重量％で、Ｃ：０．０２～０．１２％、Ｓｉ：０．０１～０．８％、Ｍｎ：１．５～２．５％、Ａｌ：０．００５～０．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．００１５～０．０１５％、残りはＦｅ及びその他の不可避不純物からなることができる。また、本発明の一側面による脆性破壊抵抗性に優れた構造用鋼材は、重量％で、Ｎｉ：０．０１～２．０％、Ｃｕ：０．０１～１．０％、Ｃｒ：０．０１～１．０％、Ｍｏ：０．０１～１．０％、Ｔｉ：０．００５～０．１％、Ｎｂ：０．００５～０．１％、Ｖ：０．００５～０．３％、Ｂ：０．０００５～０．００４％、Ｃａ：０．００６％以下の中から選択される１種または２種以上をさらに含むことができる。
炭素（Ｃ）：０．０２～０．１２％
炭素（Ｃ）は、本発明において、硬化能を確保する重要な元素である。また、炭素（Ｃ）は、本発明において、ベイニティックフェライト組織の形成にかなり影響を及ぼす元素でもある。したがって、炭素（Ｃ）は、上記の効果を確保するために適切な範囲内で鋼中に含まれる必要があり、本発明は、炭素（Ｃ）含有量の下限を０．０２％に制限する。炭素（Ｃ）含有量は、０．０３％以上であることが好ましく、０．０４％以上であることがより好ましい。一方、炭素（Ｃ）含有量が一定範囲を超える場合、鋼材の低温靭性が低下するため、本発明は、炭素（Ｃ）含有量の上限を０．１２％に制限する。したがって、本発明の炭素（Ｃ）含有量は、０．０２～０．１２％であることがよく、０．１１％以下であることが好ましく、０．１０％以下であることがより好ましい。さらに、溶接用構造物に提供される鋼材の場合、溶接性確保の側面で、炭素（Ｃ）含有量の範囲を０．０３～０．０８％に制限することがより好ましい。
炭素（Ｃ）は、本発明において、硬化能を確保する重要な元素である。また、炭素（Ｃ）は、本発明において、ベイニティックフェライト組織の形成にかなり影響を及ぼす元素でもある。したがって、炭素（Ｃ）は、上記の効果を確保するために適切な範囲内で鋼中に含まれる必要があり、本発明は、炭素（Ｃ）含有量の下限を０．０２％に制限する。炭素（Ｃ）含有量は、０．０３％以上であることが好ましく、０．０４％以上であることがより好ましい。一方、炭素（Ｃ）含有量が一定範囲を超える場合、鋼材の低温靭性が低下するため、本発明は、炭素（Ｃ）含有量の上限を０．１２％に制限する。したがって、本発明の炭素（Ｃ）含有量は、０．０２～０．１２％であることがよく、０．１１％以下であることが好ましく、０．１０％以下であることがより好ましい。さらに、溶接用構造物に提供される鋼材の場合、溶接性確保の側面で、炭素（Ｃ）含有量の範囲を０．０３～０．０８％に制限することがより好ましい。
シリコン（Ｓｉ）：０．０１～０．８％
シリコン（Ｓｉ）は、脱酸剤として用いられる元素であり、強度向上及び靭性向上に寄与する元素である。したがって、本発明は、上記の効果を得るために、シリコン（Ｓｉ）含有量の下限を０．０１％に制限する。シリコン（Ｓｉ）含有量は、０．０５％以上であることが好ましく、０．１％以上がより好ましい。一方、シリコン（Ｓｉ）含有量が過度に添加された場合、低温靭性及び溶接性の低下が懸念されるため、本発明は、シリコン（Ｓｉ）含有量の上限を０．８％に制限する。シリコン（Ｓｉ）含有量は、０．７％以下であることが好ましく、０．６％以下であることがより好ましい。
シリコン（Ｓｉ）は、脱酸剤として用いられる元素であり、強度向上及び靭性向上に寄与する元素である。したがって、本発明は、上記の効果を得るために、シリコン（Ｓｉ）含有量の下限を０．０１％に制限する。シリコン（Ｓｉ）含有量は、０．０５％以上であることが好ましく、０．１％以上がより好ましい。一方、シリコン（Ｓｉ）含有量が過度に添加された場合、低温靭性及び溶接性の低下が懸念されるため、本発明は、シリコン（Ｓｉ）含有量の上限を０．８％に制限する。シリコン（Ｓｉ）含有量は、０．７％以下であることが好ましく、０．６％以下であることがより好ましい。
マンガン（Ｍｎ）：１．５～２．５％
マンガン（Ｍｎ）は、固溶強化によって強度向上に有用な元素であり、経済的に硬化能を高めることができる元素でもある。したがって、本発明は、上記の効果を得るために、マンガン（Ｍｎ）含有量の下限を１．５％に制限する。マンガン（Ｍｎ）含有量は１．６％以上であることが好ましく、１．７％以上であることがより好ましい。一方、マンガン（Ｍｎ）が過度に添加された場合、過度の硬化能の増加により溶接部の靭性が大きく低下することがあるため、本発明は、マンガン（Ｍｎ）含有量の上限を２．５％に制限する。マンガン（Ｍｎ）含有量は２．４５％以下であることが好ましく、２．４％以下であることがより好ましい。
マンガン（Ｍｎ）は、固溶強化によって強度向上に有用な元素であり、経済的に硬化能を高めることができる元素でもある。したがって、本発明は、上記の効果を得るために、マンガン（Ｍｎ）含有量の下限を１．５％に制限する。マンガン（Ｍｎ）含有量は１．６％以上であることが好ましく、１．７％以上であることがより好ましい。一方、マンガン（Ｍｎ）が過度に添加された場合、過度の硬化能の増加により溶接部の靭性が大きく低下することがあるため、本発明は、マンガン（Ｍｎ）含有量の上限を２．５％に制限する。マンガン（Ｍｎ）含有量は２．４５％以下であることが好ましく、２．４％以下であることがより好ましい。
アルミニウム（Ａｌ）：０．００５～０．５％
アルミニウム（Ａｌ）は、経済的に溶鋼を脱酸することができる代表的な脱酸剤であり、鋼材の強度向上に寄与する元素でもある。したがって、本発明は、上記の効果を確保するためにアルミニウム（Ａｌ）含有量の下限を０．００５％に制限する。アルミニウム（Ａｌ）含有量は、０．００８％以上が好ましく、０．０１％以上であることがより好ましい。一方、アルミニウム（Ａｌ）が過度に添加された場合、連続鋳造時の連鋳ノズルの目詰まりを引き起こすことがあるため、本発明は、アルミニウム（Ａｌ）含有量の上限を０．５％に制限する。アルミニウム（Ａｌ）含有量は、０．４％以下であることが好ましく、０．３％以下であることがより好ましい。
アルミニウム（Ａｌ）は、経済的に溶鋼を脱酸することができる代表的な脱酸剤であり、鋼材の強度向上に寄与する元素でもある。したがって、本発明は、上記の効果を確保するためにアルミニウム（Ａｌ）含有量の下限を０．００５％に制限する。アルミニウム（Ａｌ）含有量は、０．００８％以上が好ましく、０．０１％以上であることがより好ましい。一方、アルミニウム（Ａｌ）が過度に添加された場合、連続鋳造時の連鋳ノズルの目詰まりを引き起こすことがあるため、本発明は、アルミニウム（Ａｌ）含有量の上限を０．５％に制限する。アルミニウム（Ａｌ）含有量は、０．４％以下であることが好ましく、０．３％以下であることがより好ましい。
リン（Ｐ）：０．０２％以下
リン（Ｐ）は、強度向上及び耐食性向上に寄与する元素であるが、衝撃靭性を大きく阻害する虞があるため、可能な限りその含有量を低く維持することが好ましい。したがって、本発明のリン（Ｐ）含有量は、０．０２％以下であることがよい。
リン（Ｐ）は、強度向上及び耐食性向上に寄与する元素であるが、衝撃靭性を大きく阻害する虞があるため、可能な限りその含有量を低く維持することが好ましい。したがって、本発明のリン（Ｐ）含有量は、０．０２％以下であることがよい。
硫黄（Ｓ）：０．０１％以下
硫黄（Ｓ）は、ＭｎＳなどの非金属介在物を形成し、衝撃靭性を大きく阻害する元素であるため、可能な限りその含有量を低く維持することが好ましい。したがって、本発明は、硫黄（Ｓ）含有量の上限を０．０１％に制限する。但し、硫黄（Ｓ）は、製鋼工程で不可避に流入される不純物であることから、０．００１％未満の水準に制御することは、経済的な側面で好ましくないため、本発明の硫黄（Ｓ）含有量は、０．００１～０．０１％であることが好ましい。
硫黄（Ｓ）は、ＭｎＳなどの非金属介在物を形成し、衝撃靭性を大きく阻害する元素であるため、可能な限りその含有量を低く維持することが好ましい。したがって、本発明は、硫黄（Ｓ）含有量の上限を０．０１％に制限する。但し、硫黄（Ｓ）は、製鋼工程で不可避に流入される不純物であることから、０．００１％未満の水準に制御することは、経済的な側面で好ましくないため、本発明の硫黄（Ｓ）含有量は、０．００１～０．０１％であることが好ましい。
窒素（Ｎ）：０．００１５～０．０１５％
窒素（Ｎ）は、鋼材の強度向上に寄与する元素である。しかし、その添加量が過多の場合、鋼材の靭性が大きく減少するため、本発明は、窒素（Ｎ）含有量の上限を０．０１５％に制限する。但し、窒素（Ｎ）は、製鋼工程で不可避に流入される不純物であることから、窒素（Ｎ）含有量を０．００１５％未満の水準に制御することは、経済的な側面で好ましくないため、本発明の窒素（Ｎ）含有量は、０．００１５～０．０１５％であることが好ましい。
窒素（Ｎ）は、鋼材の強度向上に寄与する元素である。しかし、その添加量が過多の場合、鋼材の靭性が大きく減少するため、本発明は、窒素（Ｎ）含有量の上限を０．０１５％に制限する。但し、窒素（Ｎ）は、製鋼工程で不可避に流入される不純物であることから、窒素（Ｎ）含有量を０．００１５％未満の水準に制御することは、経済的な側面で好ましくないため、本発明の窒素（Ｎ）含有量は、０．００１５～０．０１５％であることが好ましい。
ニッケル（Ｎｉ）：０．０１～２．０％
ニッケル（Ｎｉ）は、母材の強度及び靭性を同時に向上させることができるほぼ唯一の元素であって、本発明は、この効果を確保するために、０．０１％以上のニッケル（Ｎｉ）を添加する。ニッケル（Ｎｉ）含有量は、０．０５％以上であることが好ましく、０．１％以上であることがより好ましい。但し、ニッケル（Ｎｉ）は、高価な元素であることから、過度の添加は経済性の側面で好ましくなく、ニッケル（Ｎｉ）の添加量が過多の場合、溶接性が劣化する虞があるため、本発明は、ニッケル（Ｎｉ）含有量の上限を２．０％に制限する。ニッケル（Ｎｉ）含有量は、１．５％以下であることが好ましく、１．０％以下であることがより好ましい。
ニッケル（Ｎｉ）は、母材の強度及び靭性を同時に向上させることができるほぼ唯一の元素であって、本発明は、この効果を確保するために、０．０１％以上のニッケル（Ｎｉ）を添加する。ニッケル（Ｎｉ）含有量は、０．０５％以上であることが好ましく、０．１％以上であることがより好ましい。但し、ニッケル（Ｎｉ）は、高価な元素であることから、過度の添加は経済性の側面で好ましくなく、ニッケル（Ｎｉ）の添加量が過多の場合、溶接性が劣化する虞があるため、本発明は、ニッケル（Ｎｉ）含有量の上限を２．０％に制限する。ニッケル（Ｎｉ）含有量は、１．５％以下であることが好ましく、１．０％以下であることがより好ましい。
銅（Ｃｕ）：０．０１～１．０％
銅（Ｃｕ）は、母材の靭性の低下を最小限に抑えながらも強度向上に寄与する元素である。したがって、本発明は、この効果を確保するため、０．０１％以上の銅（Ｃｕ）を添加すること。銅（Ｃｕ）含有量は、０．０１５％以上であることが好ましく、０．０２％以上であることがより好ましい。一方、銅（Ｃｕ）の添加量が過多の場合、最終製品の表面の品質が阻害される虞があるため、本発明は、銅（Ｃｕ）含有量の上限を１．０％に制限する。銅（Ｃｕ）含有量は、０．８％以下であることが好ましく、０．６％以下であることがより好ましい。
銅（Ｃｕ）は、母材の靭性の低下を最小限に抑えながらも強度向上に寄与する元素である。したがって、本発明は、この効果を確保するため、０．０１％以上の銅（Ｃｕ）を添加すること。銅（Ｃｕ）含有量は、０．０１５％以上であることが好ましく、０．０２％以上であることがより好ましい。一方、銅（Ｃｕ）の添加量が過多の場合、最終製品の表面の品質が阻害される虞があるため、本発明は、銅（Ｃｕ）含有量の上限を１．０％に制限する。銅（Ｃｕ）含有量は、０．８％以下であることが好ましく、０．６％以下であることがより好ましい。
クロム（Ｃｒ）：０．０１～１．０％
クロム（Ｃｒ）は、硬化能を増加させて強度の増加に効果的に寄与する元素であるため、本発明は、この効果を確保するために、０．０１％以上のクロム（Ｃｒ）を添加する。クロム（Ｃｒ）含有量は、０．０５％以上であることが好ましく、０．１％以上であることがより好ましい。一方、クロム（Ｃｒ）含有量が過多の場合、溶接性が大きく低下する虞があるため、本発明は、クロム（Ｃｒ）含有量の上限を１．０％に制限する。クロム（Ｃｒ）含有量は、０．８％以下であることが好ましく、０．６％以下であることがより好ましい。
クロム（Ｃｒ）は、硬化能を増加させて強度の増加に効果的に寄与する元素であるため、本発明は、この効果を確保するために、０．０１％以上のクロム（Ｃｒ）を添加する。クロム（Ｃｒ）含有量は、０．０５％以上であることが好ましく、０．１％以上であることがより好ましい。一方、クロム（Ｃｒ）含有量が過多の場合、溶接性が大きく低下する虞があるため、本発明は、クロム（Ｃｒ）含有量の上限を１．０％に制限する。クロム（Ｃｒ）含有量は、０．８％以下であることが好ましく、０．６％以下であることがより好ましい。
モリブデン（Ｍｏ）：０．０１～１．０％
モリブデン（Ｍｏ）は、少量の添加だけでも硬化能を大きく向上させる元素であって、フェライトの生成を抑制し、それによって鋼材の強度を大きく向上させることができる。したがって、本発明は、この効果を確保するために、０．０１％以上のモリブデン（Ｍｏ）を添加する。モリブデン（Ｍｏ）含有量は、０．０３％以上であることが好ましく、０．０５％以上であることがより好ましい。一方、モリブデン（Ｍｏ）含有量が過度の場合、溶接部の硬度を過度に増加させる虞があるため、本発明は、モリブデン（Ｍｏ）含有量の上限を１．０％に制限する。モリブデン（Ｍｏ）含有量は、０．８％以下であることが好ましく、０．６％以下であることがより好ましい。
モリブデン（Ｍｏ）は、少量の添加だけでも硬化能を大きく向上させる元素であって、フェライトの生成を抑制し、それによって鋼材の強度を大きく向上させることができる。したがって、本発明は、この効果を確保するために、０．０１％以上のモリブデン（Ｍｏ）を添加する。モリブデン（Ｍｏ）含有量は、０．０３％以上であることが好ましく、０．０５％以上であることがより好ましい。一方、モリブデン（Ｍｏ）含有量が過度の場合、溶接部の硬度を過度に増加させる虞があるため、本発明は、モリブデン（Ｍｏ）含有量の上限を１．０％に制限する。モリブデン（Ｍｏ）含有量は、０．８％以下であることが好ましく、０．６％以下であることがより好ましい。
チタン（Ｔｉ）：０．００５～０．１％
チタン（Ｔｉ）は、再加熱時の結晶粒の成長を抑制し、低温靭性を大きく向上させる元素である。したがって、本発明は、この効果を確保するために０．００５％以上のチタン（Ｔｉ）を添加する。チタン（Ｔｉ）含有量は、０．００７％以上が好ましく、０．０１％以上であることがより好ましい。一方、チタン（Ｔｉ）含有量が過度に添加された場合、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などの問題を生じさせる虞があるため、本発明は、チタン（Ｔｉ）含有量の上限を０．１％に制限する。チタン（Ｔｉ）含有量は、０．０８％以下であることが好ましく、０．０５％以下であることがより好ましい。
チタン（Ｔｉ）は、再加熱時の結晶粒の成長を抑制し、低温靭性を大きく向上させる元素である。したがって、本発明は、この効果を確保するために０．００５％以上のチタン（Ｔｉ）を添加する。チタン（Ｔｉ）含有量は、０．００７％以上が好ましく、０．０１％以上であることがより好ましい。一方、チタン（Ｔｉ）含有量が過度に添加された場合、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などの問題を生じさせる虞があるため、本発明は、チタン（Ｔｉ）含有量の上限を０．１％に制限する。チタン（Ｔｉ）含有量は、０．０８％以下であることが好ましく、０．０５％以下であることがより好ましい。
ニオブ（Ｎｂ）：０．００５～０．１％
ニオブ（Ｎｂ）は、ＴＭＣＰ鋼の製造において重要な役割を果たす元素の一つであり、炭化物または窒化物の形に析出し、母材及び溶接部の強度向上に大きく寄与する元素でもある。また、スラブの再加熱時に固溶されたニオブ（Ｎｂ）は、オーステナイトの再結晶を抑制し、フェライト及びベイナイトの変態を抑制して組織を微細化させるため、本発明は、０．００５％以上のニオブ（Ｎｂ）を添加する。ニオブ（Ｎｂ）含有量は、０．０１％以上であることが好ましく、０．０２％以上であることがより好ましい。一方、ニオブ（Ｎｂ）含有量が過多の場合、粗大な析出物が生成され、鋼材の端部に脆性クラックを発生させるため、ニオブ（Ｎｂ）含有量の上限は０．１％に制限する。ニオブ（Ｎｂ）含有量は、０．０９％以下であることが好ましく、０．０７％以下であることがより好ましい。
ニオブ（Ｎｂ）は、ＴＭＣＰ鋼の製造において重要な役割を果たす元素の一つであり、炭化物または窒化物の形に析出し、母材及び溶接部の強度向上に大きく寄与する元素でもある。また、スラブの再加熱時に固溶されたニオブ（Ｎｂ）は、オーステナイトの再結晶を抑制し、フェライト及びベイナイトの変態を抑制して組織を微細化させるため、本発明は、０．００５％以上のニオブ（Ｎｂ）を添加する。ニオブ（Ｎｂ）含有量は、０．０１％以上であることが好ましく、０．０２％以上であることがより好ましい。一方、ニオブ（Ｎｂ）含有量が過多の場合、粗大な析出物が生成され、鋼材の端部に脆性クラックを発生させるため、ニオブ（Ｎｂ）含有量の上限は０．１％に制限する。ニオブ（Ｎｂ）含有量は、０．０９％以下であることが好ましく、０．０７％以下であることがより好ましい。
バナジウム（Ｖ）：０．００５～０．３％
バナジウム（Ｖ）は、他の合金組成に比べて固溶される温度が低く、溶接熱影響部に析出され、溶接部の強度低下を防止することができる元素である。したがって、本発明は、上記の効果を確保するために０．００５％以上のバナジウム（Ｖ）を添加する。バナジウム（Ｖ）含有量は、０．０１％以上であることが好ましく、０．０２％以上であることがより好ましい。一方、バナジウム（Ｖ）が過度に添加された場合、鋼材の靭性の低下が懸念されるため、本発明は、バナジウム（Ｖ）含有量の上限を０．３％に制限する。バナジウム（Ｖ）含有量は、０．２％以下であることが好ましく、０．１％以下であることがより好ましい。
バナジウム（Ｖ）は、他の合金組成に比べて固溶される温度が低く、溶接熱影響部に析出され、溶接部の強度低下を防止することができる元素である。したがって、本発明は、上記の効果を確保するために０．００５％以上のバナジウム（Ｖ）を添加する。バナジウム（Ｖ）含有量は、０．０１％以上であることが好ましく、０．０２％以上であることがより好ましい。一方、バナジウム（Ｖ）が過度に添加された場合、鋼材の靭性の低下が懸念されるため、本発明は、バナジウム（Ｖ）含有量の上限を０．３％に制限する。バナジウム（Ｖ）含有量は、０．２％以下であることが好ましく、０．１％以下であることがより好ましい。
ホウ素（Ｂ）：０．０００５～０．００４％
ホウ素（Ｂ）は、低価の添加元素であるが、少量の添加でも硬化能を効果的に高めることができる有益な元素である。また、本発明におけるホウ素（Ｂ）は、粗圧延後の冷却において、低速の冷却条件でもベイナイトの形成に大きく寄与する元素であるため、本発明は、上記の効果を確保するために０．０００５％以上のホウ素（Ｂ）を添加する。ホウ素（Ｂ）含有量は、０．０００７％以上であることが好ましく、０．００１％以上であることがより好ましい。一方、ホウ素（Ｂ）が過度に添加された場合、Ｆｅ２３（ＣＢ）６を形成して、却って硬化能を低下させ、低温靭性も大きく低下させるため、本発明は、ホウ素（Ｂ）含有量の上限を０．００４％に制限する。
ホウ素（Ｂ）は、低価の添加元素であるが、少量の添加でも硬化能を効果的に高めることができる有益な元素である。また、本発明におけるホウ素（Ｂ）は、粗圧延後の冷却において、低速の冷却条件でもベイナイトの形成に大きく寄与する元素であるため、本発明は、上記の効果を確保するために０．０００５％以上のホウ素（Ｂ）を添加する。ホウ素（Ｂ）含有量は、０．０００７％以上であることが好ましく、０．００１％以上であることがより好ましい。一方、ホウ素（Ｂ）が過度に添加された場合、Ｆｅ２３（ＣＢ）６を形成して、却って硬化能を低下させ、低温靭性も大きく低下させるため、本発明は、ホウ素（Ｂ）含有量の上限を０．００４％に制限する。
カルシウム（Ｃａ）：０．００６％以下
カルシウム（Ｃａ）は、ＭｎＳなどの非金属介在物の形状を制御し、低温靭性を向上させる元素であるため、本発明は、このような効果のためにカルシウム（Ｃａ）を添加する。一方、カルシウム（Ｃａ）の過度の添加は、多量のＣａＯ－ＣａＳの形成及び結合による粗大な介在物の形成を誘発するため、鋼の清浄度の低下及び現場溶接性の低下などの問題が発生する虞がある。したがって、本発明は、カルシウム（Ｃａ）含有量の上限を０．００６％に制限する。
カルシウム（Ｃａ）は、ＭｎＳなどの非金属介在物の形状を制御し、低温靭性を向上させる元素であるため、本発明は、このような効果のためにカルシウム（Ｃａ）を添加する。一方、カルシウム（Ｃａ）の過度の添加は、多量のＣａＯ－ＣａＳの形成及び結合による粗大な介在物の形成を誘発するため、鋼の清浄度の低下及び現場溶接性の低下などの問題が発生する虞がある。したがって、本発明は、カルシウム（Ｃａ）含有量の上限を０．００６％に制限する。
本発明は、上記の鋼組成以外に、残りはＦｅ及び不可避不純物を含む。不可避不純物は、通常の鉄鋼製造工程で意図せず混入されることがあるため、これを全面排除することはできず、通常の鉄鋼製造分野の技術者であれば、その意味を容易に理解することができる。また、本発明は、上記の鋼組成以外の他の組成の添加を全面的に排除するものではない。
本発明の一側面による脆性破壊抵抗性に優れた構造用鋼材は、その厚さが特に限定されるものではないが、１０ｍｍ以上の厚さを有する構造用厚物鋼材であることが好ましく、２０～１００ｍｍの厚さで備えられる構造用厚物鋼材であることがより好ましい。
本発明の一側面による脆性破壊抵抗性に優れた構造用鋼材は、その厚さが特に限定されるものではないが、１０ｍｍ以上の厚さを有する構造用厚物鋼材であることが好ましく、２０～１００ｍｍの厚さで備えられる構造用厚物鋼材であることがより好ましい。
以下、本発明の微細組織についてより詳細に説明する。
本発明の一側面による脆性破壊抵抗性に優れた構造用鋼材は、鋼材の厚さ方向に沿って微細組織的に区分される鋼材の表面側の表層部及び表層部間に位置する中心部に区分される。表層部は、鋼材の上部側の上部表層部及び鋼材の下部側の下部表層部に区分され、上部表層部及び下部表層部は、鋼材の厚さ（ｔ）に対して３～１０％水準の厚さでそれぞれ備えられる。
表層部は、焼戻しベイナイトを基地組織として含み、フレッシュマルテンサイト及びオーステナイトをそれぞれ第２組織及び残部組織として含む。表層部内で焼戻しベイナイト及びフレッシュマルテンサイトが占める分率は９５面積％以上であり、表層部内でオーステナイト組織が占める分率は５面積％以下である。表層部内でオーステナイト組織が占める分率は、０面積％であることもできる。
本発明の一側面による脆性破壊抵抗性に優れた構造用鋼材は、鋼材の厚さ方向に沿って微細組織的に区分される鋼材の表面側の表層部及び表層部間に位置する中心部に区分される。表層部は、鋼材の上部側の上部表層部及び鋼材の下部側の下部表層部に区分され、上部表層部及び下部表層部は、鋼材の厚さ（ｔ）に対して３～１０％水準の厚さでそれぞれ備えられる。
表層部は、焼戻しベイナイトを基地組織として含み、フレッシュマルテンサイト及びオーステナイトをそれぞれ第２組織及び残部組織として含む。表層部内で焼戻しベイナイト及びフレッシュマルテンサイトが占める分率は９５面積％以上であり、表層部内でオーステナイト組織が占める分率は５面積％以下である。表層部内でオーステナイト組織が占める分率は、０面積％であることもできる。
中心部はベイニティックフェライトを基地組織として含み、中心部内でベイニティックフェライトが占める分率は９５面積％以上である。目的とする強度の確保側面でのベイニティックフェライトの分率は、９８面積％以上であることがより好ましい。
表層部の微細組織の結晶粒の平均粒径は、３μｍ以下（０μｍを除く）であり、中心部の微細組織の結晶粒の平均粒径は、５～２０μｍであることがよい。ここで、表層部の微細組織の結晶粒の平均粒径は、焼戻しベイナイト、フレッシュマルテンサイト及びオーステナイトのそれぞれの結晶粒の平均粒径が３μｍ以下（０μｍを除く）である場合を意味し、中心部の微細組織の結晶粒の平均粒径は、ベイニティックフェライトの結晶粒の平均粒径が５～２０μｍである場合を意味する。より好ましい中心部の微細組織の結晶粒の平均粒径は１０～２０μｍである。
表層部の微細組織の結晶粒の平均粒径は、３μｍ以下（０μｍを除く）であり、中心部の微細組織の結晶粒の平均粒径は、５～２０μｍであることがよい。ここで、表層部の微細組織の結晶粒の平均粒径は、焼戻しベイナイト、フレッシュマルテンサイト及びオーステナイトのそれぞれの結晶粒の平均粒径が３μｍ以下（０μｍを除く）である場合を意味し、中心部の微細組織の結晶粒の平均粒径は、ベイニティックフェライトの結晶粒の平均粒径が５～２０μｍである場合を意味する。より好ましい中心部の微細組織の結晶粒の平均粒径は１０～２０μｍである。
図１は、本発明の一実施例に係る鋼材の試験片の断面を撮影した写真である。図１に示したとおり、本発明の一実施例に係る鋼材試験片は、上部及び下部の表面側の上部及び下部表層部（Ａ、Ａ’）と、上部及び下部表層部（Ａ、Ａ’）間の中心部（Ｂ）に区分され、上部及び下部表層部（Ａ、Ａ’）と中心部（Ｂ）の境界は、目視で確認できる程度に明確に形成されたことを確認することができる。すなわち、本発明の一実施例に係る鋼材の上部及び下部表層部（Ａ、Ａ’）と中心部（Ｂ）は、微細組織的に明確に区分されることを確認することができる。
図２は、図１の試験片の上部表層部（Ａ）及び中心部（Ｂ）の微細組織を観察した写真であって、図２の（ａ）は、試験片の上部表層部（Ａ）を走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察した写真、（ｂ）は、試験片の上部表層部（Ａ）に対してＥＢＳＤを用いて撮影した高傾角粒界マップであり、（ｃ）は、試験片の中心部（Ｂ）を走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察した写真、（ｄ）は、試験片の中心部（Ｂ）に対してＥＢＳＤを用いて撮影した高傾角粒界マップである。図２の（ａ）～（ｄ）に示したとおり、上部表層部（Ａ）は、平均結晶粒径が約３μｍ以下である焼戻しベイナイト及びフレッシュマルテンサイトを含むのに対し、中心部（Ｂ）は、平均結晶粒径が約１５μｍであるベイニティックフェライトを含む。
本発明の一側面による脆性破壊抵抗性に優れた構造用鋼材は、微細組織的に区分される表層部及び中心部を備え、中心部はベイニティックフェライトを基地組織として含むため、引張強度７８０ＭＰａ超過の引張強度、好ましくは引張強度８００ＭＰａ以上の高強度特性を効果的に確保することができる。
また、本発明の一側面による脆性破壊抵抗性に優れた構造用鋼材は、微細組織的に区分される表層部及び中心部を備え、比較的細粒化した表層部は、基地組織として焼戻しベイナイト及び第２組織としてフレッシュマルテンサイトを含み、４５％以上の高傾角粒界の分率を確保するため、－７０℃以下のＮＤＴ温度を確保することができる。したがって、本発明の鋼材は、細粒化した表層部により脆性クラックの発生及び進行を効果的に抑制するため、脆性破壊抵抗性を効果的に確保することができる。
また、本発明の一側面による脆性破壊抵抗性に優れた構造用鋼材は、微細組織的に区分される表層部及び中心部を備え、比較的細粒化した表層部は、基地組織として焼戻しベイナイト及び第２組織としてフレッシュマルテンサイトを含み、４５％以上の高傾角粒界の分率を確保するため、－７０℃以下のＮＤＴ温度を確保することができる。したがって、本発明の鋼材は、細粒化した表層部により脆性クラックの発生及び進行を効果的に抑制するため、脆性破壊抵抗性を効果的に確保することができる。
以下、本発明の製造方法についてより詳細に説明する。
〔スラブ再加熱〕
本発明の製造方法に提供されるスラブは、上述した鋼材の鋼組成と対応する鋼組成であるため、上記スラブの鋼組成に関する説明を、鋼材の鋼組成に関する説明に代える。
上記の鋼組成で製造されたスラブを１０５０～１２５０℃の温度範囲で再加熱する。鋳造中に形成されたＴｉ及びＮｂの炭窒化物を十分に固溶させるためにスラブの再加熱温度の下限は１０５０℃に制限されることがよい。一方、再加熱温度が過度に高い場合、オーステナイトが粗大になる虞があり、粗圧延後に粗圧延バーの表層部の温度が１次冷却開始温度に到達するまで過度の時間がかかるため、再加熱温度の上限を１２５０℃に制限する。
〔スラブ再加熱〕
本発明の製造方法に提供されるスラブは、上述した鋼材の鋼組成と対応する鋼組成であるため、上記スラブの鋼組成に関する説明を、鋼材の鋼組成に関する説明に代える。
上記の鋼組成で製造されたスラブを１０５０～１２５０℃の温度範囲で再加熱する。鋳造中に形成されたＴｉ及びＮｂの炭窒化物を十分に固溶させるためにスラブの再加熱温度の下限は１０５０℃に制限されることがよい。一方、再加熱温度が過度に高い場合、オーステナイトが粗大になる虞があり、粗圧延後に粗圧延バーの表層部の温度が１次冷却開始温度に到達するまで過度の時間がかかるため、再加熱温度の上限を１２５０℃に制限する。
〔粗圧延〕
スラブの形状を調整し、デンドライトなどの鋳造組織を破壊するために再加熱した後、粗圧延を行う。微細組織の制御のためにオーステナイトの再結晶が停止する温度（Ｔｎｒ、℃）以上で粗圧延を実施することが好ましく、１次冷却の冷却開始温度を考慮して、粗圧延温度の上限は１１５０℃に制限することが好ましい。したがって、本発明の粗圧延温度はＴｎｒ～１１５０℃の範囲であることができる。また、本発明の粗圧延は、累積圧下率２０～７０％の条件で実施されることができる。
スラブの形状を調整し、デンドライトなどの鋳造組織を破壊するために再加熱した後、粗圧延を行う。微細組織の制御のためにオーステナイトの再結晶が停止する温度（Ｔｎｒ、℃）以上で粗圧延を実施することが好ましく、１次冷却の冷却開始温度を考慮して、粗圧延温度の上限は１１５０℃に制限することが好ましい。したがって、本発明の粗圧延温度はＴｎｒ～１１５０℃の範囲であることができる。また、本発明の粗圧延は、累積圧下率２０～７０％の条件で実施されることができる。
〔１次冷却〕
粗圧延終了後、粗圧延バーの表層部にラスベイナイトを形成するために１次冷却を行う。１次冷却の好ましい冷却速度は、５℃／ｓ以上であり、１次冷却の好ましい冷却到達温度は、Ｍｓ～Ｂｓ℃の温度範囲である。１次冷却の冷却速度が一定水準未満の場合、ラスベイナイト組織ではなく、ポリゴナルフェライトまたはグラニュラーベイナイト組織が表層部に形成されるため、本発明は、１次冷却の冷却速度を５℃／ｓ以上に制限する。また、１次冷却の冷却方式は、特に限定されるものではないが、冷却効率の側面で水冷がより好ましい。一方、１次冷却の冷却開始温度が過度に高い場合、１次冷却によって表層部に形成されるラスベイナイト組織が粗大になる虞があるため、第１冷却の開始温度は、Ａｅ３＋１００℃以下の範囲に制限することが好ましい。
粗圧延終了後、粗圧延バーの表層部にラスベイナイトを形成するために１次冷却を行う。１次冷却の好ましい冷却速度は、５℃／ｓ以上であり、１次冷却の好ましい冷却到達温度は、Ｍｓ～Ｂｓ℃の温度範囲である。１次冷却の冷却速度が一定水準未満の場合、ラスベイナイト組織ではなく、ポリゴナルフェライトまたはグラニュラーベイナイト組織が表層部に形成されるため、本発明は、１次冷却の冷却速度を５℃／ｓ以上に制限する。また、１次冷却の冷却方式は、特に限定されるものではないが、冷却効率の側面で水冷がより好ましい。一方、１次冷却の冷却開始温度が過度に高い場合、１次冷却によって表層部に形成されるラスベイナイト組織が粗大になる虞があるため、第１冷却の開始温度は、Ａｅ３＋１００℃以下の範囲に制限することが好ましい。
復熱処理の効果を最大化するために、本発明の１次冷却は粗圧延の直後に実施されることが好ましい。図３は、本発明の製造方法を実現するための設備１の一例を概略的に示した図面である。スラブ５の移動経路に沿って、粗圧延装置１０、冷却装置２０、復熱処理台３０、及び仕上げ圧延装置４０が順に配置され、粗圧延装置１０及び仕上げ圧延装置４０は、それぞれ粗圧延ローラ１２ａ、１２ｂ及び仕上げ圧延ローラ４２ａ、４２ｂを備えてスラブ５及び粗圧延バー５’の圧延を行う。冷却装置２０は、冷却水を噴射可能なバークーラー（Ｂａｒ ｃｏｏｌｅｒ）２５及び粗圧延バー５’の移動を案内する補助ローラ２２を備えることができる。バークーラー２５は、粗圧延機１０の直後方に配置されることが復熱処理効果の最大化の側面でより好ましい。冷却装置２０の後方には、復熱処理台３０が配置され、粗圧延バー５’は補助ローラ３２に沿って移動しながら復熱処理される。復熱処理が終了した粗圧延バー５’は、仕上げ圧延装置４０に移動し、仕上げ圧延することができる。以上では、図３をもとに、本発明の一側面による脆性破壊抵抗性に優れた高強度構造用鋼材を製造するための設備を説明したが、このような設備１は、本発明を実施するための設備の一例を開示したものに過ぎず、本発明が必ずしも図３に示された設備１によって製造されたものであると限定解釈されてはならない。
〔復熱処理〕
１次冷却の実施後、粗圧延バーの中心部側の高熱によって粗圧延バーの表層部側が再加熱されるように維持する復熱処理が実施される。復熱処理は粗圧延バーの表層部の温度が（Ａｃ１＋４０℃）～（Ａｃ３－５℃）の温度範囲に到達するまで実施される。復熱処理により表層部のラスベイナイトは、微細な焼戻しベイナイトに変形することができ、表層部のラスベイナイトのうち一部は、オーステナイトに逆変態することができる。逆変態されたオーステナイトのうち一部は、この後の仕上げ圧延及び２次冷却により、フレッシュマルテンサイトに変形することができる。
１次冷却の実施後、粗圧延バーの中心部側の高熱によって粗圧延バーの表層部側が再加熱されるように維持する復熱処理が実施される。復熱処理は粗圧延バーの表層部の温度が（Ａｃ１＋４０℃）～（Ａｃ３－５℃）の温度範囲に到達するまで実施される。復熱処理により表層部のラスベイナイトは、微細な焼戻しベイナイトに変形することができ、表層部のラスベイナイトのうち一部は、オーステナイトに逆変態することができる。逆変態されたオーステナイトのうち一部は、この後の仕上げ圧延及び２次冷却により、フレッシュマルテンサイトに変形することができる。
図４は、本発明の復熱処理による表層部の微細組織の変化を概略的に示す概念図である。
図４の（ａ）に示したとおり、第１冷却直後の表層部の微細組織は、ラスベイナイト組織に備えられる。（ｂ）に示したとおり、復熱処理が進むことによって表層部のラスベイナイトは焼戻しベイナイト組織に変形し、表層部のラスベイナイトのうち一部は、オーステナイトに逆変態することができる。復熱処理後の仕上げ圧延及び第２冷却を経ることによって、（ｃ）に示したとおり、焼戻しベイナイト及びフレッシュマルテンサイトの２相混合組織が形成され、一部オーステナイト組織が残留することができる。
図４の（ａ）に示したとおり、第１冷却直後の表層部の微細組織は、ラスベイナイト組織に備えられる。（ｂ）に示したとおり、復熱処理が進むことによって表層部のラスベイナイトは焼戻しベイナイト組織に変形し、表層部のラスベイナイトのうち一部は、オーステナイトに逆変態することができる。復熱処理後の仕上げ圧延及び第２冷却を経ることによって、（ｃ）に示したとおり、焼戻しベイナイト及びフレッシュマルテンサイトの２相混合組織が形成され、一部オーステナイト組織が残留することができる。
図５は、復熱処理到達温度と表層部の高傾角粒界の分率及びＮＤＴ温度との間の関係を実験的に測定して示したグラフである。図５の試験において、本発明の合金組成及び製造方法を満たす条件によって試験片を製作したが、復熱処理時の復熱処理到達温度のみを変えて実験を行った。このとき、高傾角粒界の分率は、ＥＢＳＤを用いて、１５度以上の方位差を有する高傾角粒界の分率を測定して評価し、ＮＤＴ温度は、上述のＮＲＬ落重試験によって測定した。図５に示したとおり、表層部の到達温度が（Ａｃ１＋４０℃）未満の場合は、１５度以上の高傾角粒界が十分に形成されず、ＮＤＴ温度が－７０℃を超えることを確認することができる。また、表層部の到達温度が（Ａｃ３－５℃）を超える場合、１５度以上の高傾角粒界が十分に形成されず、ＮＤＴ温度が－７０℃を超えることを確認することができる。したがって、本発明は、復熱処理時の表層部の到達温度を（Ａｃ１＋４０℃）～（Ａｃ３－５℃）の温度範囲に制限することにより、表層部の組織の微細化、１５度以上の高傾角粒界の分率４５％以上、ＮＤＴ温度－７０℃以下を効果的に確保することができる。
〔仕上げ圧延〕
粗圧延バーのオーステナイト組織に不均一微細組織を導入するために、仕上げ圧延を実施する。仕上げ圧延は、ベイナイト変態開始温度（Ｂｓ）以上、オーステナイト再結晶温度（Ｔｎｒ）以下の温度区間で実施する。
粗圧延バーのオーステナイト組織に不均一微細組織を導入するために、仕上げ圧延を実施する。仕上げ圧延は、ベイナイト変態開始温度（Ｂｓ）以上、オーステナイト再結晶温度（Ｔｎｒ）以下の温度区間で実施する。
〔２次冷却〕
仕上げ圧延終了後の鋼材の中心部にベイニティックフェライトを形成するために２次冷却を行う。２次冷却の好ましい冷却速度は、５℃／ｓ以上であることができ、２次冷却の好ましい冷却到達温度は、５００℃以下であることができる。また、２次冷却到達温度が過度に低い場合、ベイニティックフェライトの形成はこれ以上増加しない一方で、冷却にかかる時間及びコストが過度に増加し、板状の歪みなどによる設備の負荷が発生する虞があるため、本発明は、２次冷却到達温度を２００℃以上に制限する。２次冷却の冷却方式も特に限定されるものではないが、冷却効率の側面で水冷が好ましい。２次冷却の冷却到達温度が一定範囲を超えるか、冷却速度が一定水準に達していない場合、鋼材の中心部にグラニュラーフェライトが形成されて強度の低下が懸念されるため、本発明は、２次冷却の冷却到達温度を５００℃以下に制限し、冷却速度を５℃／ｓ以上に制限する。
仕上げ圧延終了後の鋼材の中心部にベイニティックフェライトを形成するために２次冷却を行う。２次冷却の好ましい冷却速度は、５℃／ｓ以上であることができ、２次冷却の好ましい冷却到達温度は、５００℃以下であることができる。また、２次冷却到達温度が過度に低い場合、ベイニティックフェライトの形成はこれ以上増加しない一方で、冷却にかかる時間及びコストが過度に増加し、板状の歪みなどによる設備の負荷が発生する虞があるため、本発明は、２次冷却到達温度を２００℃以上に制限する。２次冷却の冷却方式も特に限定されるものではないが、冷却効率の側面で水冷が好ましい。２次冷却の冷却到達温度が一定範囲を超えるか、冷却速度が一定水準に達していない場合、鋼材の中心部にグラニュラーフェライトが形成されて強度の低下が懸念されるため、本発明は、２次冷却の冷却到達温度を５００℃以下に制限し、冷却速度を５℃／ｓ以上に制限する。
以下、具体的な実施例を挙げて本発明をより詳細に説明する。
〔実施例〕
下記表１の鋼組成を有するスラブを製造し、表１の鋼組成をもとに変態温度を計算して、表２に示した。下記表１においてホウ素（Ｂ）、窒素（Ｎ）及びカルシウム（Ｃａ）の含有量は、ｐｐｍを基準とする。
〔実施例〕
下記表１の鋼組成を有するスラブを製造し、表１の鋼組成をもとに変態温度を計算して、表２に示した。下記表１においてホウ素（Ｂ）、窒素（Ｎ）及びカルシウム（Ｃａ）の含有量は、ｐｐｍを基準とする。
上記表１の組成を有するスラブに対して下記表３の条件により粗圧延、１次冷却及び復熱処理を実施し、表４の条件により仕上げ圧延及び２次冷却を実施した。表３及び表４の条件により製造された鋼材に対する評価結果を、下記表５に示した。
それぞれの鋼材に対して表層部の平均結晶粒径、表層部の高傾角粒界の分率、機械的物性及びＮＤＴ温度を測定した。これらのうち、結晶粒径及び高傾角粒界の分率は、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）法によって、５００ｍ×５００ｍの領域を０．５ｍステップサイズで測定し、これをもとに隣接する粒子との結晶方位差が１５度以上である粒界マップを作成し、平均結晶粒径及び高傾角粒界の分率を評価した。降伏強度（ＹＳ）及び引張強度（ＴＳ）は、３つの試験片を板幅方向に引張試験を行い、平均値を求めて評価した。ＮＤＴ温度は、ＡＳＴＭ Ｅ２０８に規定されたＮＲＬ落重試験により評価し、Ｐ－２タイプ（厚さ：１９ｍｍ、幅：５１ｍｍ、長さ：１２７ｍｍ）の試験片を製作し、均一な温度を維持するために撹拌恒温槽に試験片を完全に浸した後、ＮＲＬ落重試験を行った。
それぞれの鋼材に対して表層部の平均結晶粒径、表層部の高傾角粒界の分率、機械的物性及びＮＤＴ温度を測定した。これらのうち、結晶粒径及び高傾角粒界の分率は、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）法によって、５００ｍ×５００ｍの領域を０．５ｍステップサイズで測定し、これをもとに隣接する粒子との結晶方位差が１５度以上である粒界マップを作成し、平均結晶粒径及び高傾角粒界の分率を評価した。降伏強度（ＹＳ）及び引張強度（ＴＳ）は、３つの試験片を板幅方向に引張試験を行い、平均値を求めて評価した。ＮＤＴ温度は、ＡＳＴＭ Ｅ２０８に規定されたＮＲＬ落重試験により評価し、Ｐ－２タイプ（厚さ：１９ｍｍ、幅：５１ｍｍ、長さ：１２７ｍｍ）の試験片を製作し、均一な温度を維持するために撹拌恒温槽に試験片を完全に浸した後、ＮＲＬ落重試験を行った。
鋼種Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、及びＥは、本発明の合金組成を満たす鋼材である。このうち、本発明の工程条件を満たすＡ－１、Ａ－２、Ａ－３、Ｂ－１、Ｂ－２、Ｂ－３、Ｃ－１、Ｃ－２、Ｄ－１、Ｄ－２、Ｅ－１、Ｅ－２は、表層部の高傾角粒界の分率が４５％以上であり、表層部の平均結晶粒大きさが３μｍ以下であり、引張強度が一定水準以上であり、ＮＤＴ温度が－７０℃以下であることが確認できる。
本発明の合金組成は満たすものの、復熱処理温度が本発明の範囲を超えるＡ－４、Ｂ－４、Ｃ－３、Ｄ－３の場合、表層部の高傾角粒界の分率が４５％未満であり、表層部の平均結晶粒大きさが３μｍを超え、ＮＤＴ温度が－７０℃を超えることが確認できる。これは、鋼材表層部が二相域熱処理温度区間よりも高い温度で加熱されることで、表層部の組織のすべてがオーステナイトに逆変態した結果、表層部の最終組織がラスベイナイトに形成されたためである。
本発明の合金組成は満たすものの、復熱処理温度が本発明の範囲には未達のＡ－５、Ｂ－５、Ｃ－４、Ｄ－４の場合、表層部の高傾角粒界の分率が４５％未満であり、表層部の平均結晶粒大きさが３μｍを超え、ＮＤＴ温度が－７０℃を超えることが確認できる。これは、１次冷却時の鋼材の表層部が過度に冷却されて表層部内の逆変態オーステナイトが十分に形成されていないためである。
本発明の合金組成は満たすものの、復熱処理温度が本発明の範囲には未達のＡ－５、Ｂ－５、Ｃ－４、Ｄ－４の場合、表層部の高傾角粒界の分率が４５％未満であり、表層部の平均結晶粒大きさが３μｍを超え、ＮＤＴ温度が－７０℃を超えることが確認できる。これは、１次冷却時の鋼材の表層部が過度に冷却されて表層部内の逆変態オーステナイトが十分に形成されていないためである。
本発明の合金組成は満たすものの、２次冷却の冷却終了温度が本発明の範囲を超えるＡ－６及びＣ－５の場合、または２次冷却の冷却速度が本発明の範囲を満たしていないＥ－３の場合、相対的に劣化した引張強度が得られることを確認することができる。さらに、各試験片の中心部の微細組織を観察した結果、本発明の合金組成及び工程条件を満たすＡ－１、Ａ－２、Ａ－３、Ｂ－１、Ｂ－２、Ｂ－３、Ｃ－１、Ｃ－２、Ｄ－１、Ｄ－２、Ｅ－１、Ｅ－２の場合、中心部にベイニティックフェライトが形成されたのに対し、本発明の２次冷却条件を満たしていないＡ－６、Ｃ－５及びＥ－３の場合、グラニュラーフェライトが基地組織に形成されたことが確認できる。すなわち、本発明が目的とする高強度特性を確保するためには、中心部の基地組織をベイニティックフェライトで形成することが有効であることが確認できる。
本発明の合金組成を満たしていないＦ－１、Ｇ－１、Ｈ－１及びＩ－１の場合、本発明の工程条件は満たしているにも関わらず、引張強度が相対的に劣化した水準であり、本発明が目的とする高強度特性が確保できなかったことが確認できる。
したがって、本発明の合金組成及び工程条件を満たす実施例の場合、高強度特性を確保するとともに、－７０℃以下のＮＤＴ温度を確保するため、高強度特性及び脆性破壊抵抗性を効果的に確保することが確認できる。
したがって、本発明の合金組成及び工程条件を満たす実施例の場合、高強度特性を確保するとともに、－７０℃以下のＮＤＴ温度を確保するため、高強度特性及び脆性破壊抵抗性を効果的に確保することが確認できる。
以上、実施例を挙げて本発明を詳細に説明したが、これとは異なる形態の実施例も可能である。よって、以下に記載された請求項の技術的思想及び範囲は実施例に限定されない。
１ 鋼材の製造設備
５ スラブ
５’ 粗圧延バー
１０ 粗圧延装置
１２ａ、１２ｂ 粗圧延ローラ
２０ 冷却装置
２２ 補助ローラ
２５ バークーラー
３０ 復熱処理台
３２ 補助ローラ
４０ 仕上げ圧延装置
４２ａ、４２ｂ 仕上げ圧延ローラ
１００ 冷間曲げ治具
１１０ 鋼材
５ スラブ
５’ 粗圧延バー
１０ 粗圧延装置
１２ａ、１２ｂ 粗圧延ローラ
２０ 冷却装置
２２ 補助ローラ
２５ バークーラー
３０ 復熱処理台
３２ 補助ローラ
４０ 仕上げ圧延装置
４２ａ、４２ｂ 仕上げ圧延ローラ
１００ 冷間曲げ治具
１１０ 鋼材
Claims (10)
- 重量％で、Ｃ：０．０２～０．１２％、Ｓｉ：０．０１～０．８％、Ｍｎ：１．５～２．５％、Ａｌ：０．００５～０．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．００１５～０．０１５％、Ｔｉ：０．００５～０．１％、Ｎｂ：０．００５～０．１％、Ｂ：０．０００５～０．００４％、Ｃａ：０．０００５～０．００６％、残りはＦｅ及びその他の不可避不純物からなり、
厚さ方向に沿って外側の表層部と内側の中心部が微細組織的に区分され、
前記表層部は、焼戻しベイナイトを基地組織として含み、
前記中心部は、ベイニティックフェライトを基地組織として含み、
前記表層部は、第２組織としてフレッシュマルテンサイトをさらに含み、前記焼戻しベイナイト及び前記フレッシュマルテンサイトは９５面積％以上の分率で前記表層部に含まれ、
前記ベイニティックフェライトは９５面積％以上の分率で前記中心部に含まれ、
前記表層部の微細組織の結晶粒の平均粒径は、３μｍ以下（０μｍを除く）であり、
前記表層部の高傾角粒界の分率は、４５％以上であり、
ＮＲＬ落重試験によるＮＤＴ温度が－７０℃以下であることを特徴とする脆性破壊抵抗性に優れた構造用鋼材。
（前記高傾角粒界の分率とは、全粒界の分率に対して隣接粒子との結晶方位差が１５度以上である粒界の分率を意味する。） - 前記表層部は、前記鋼材の上部側の上部表層部及び前記鋼材の下部側の下部表層部を含み、
前記上部表層部及び下部表層部は、前記鋼材の厚さに対して３～１０％の厚さでそれぞれ備えられることを特徴とする請求項１に記載の脆性破壊抵抗性に優れた構造用鋼材。 - 前記表層部は、残留組織としてオーステナイトをさらに含み、
前記オーステナイトは５面積％以下の分率で前記表層部に含まれることを特徴とする請求項１に記載の脆性破壊抵抗性に優れた構造用鋼材。 - 前記中心部の微細組織の結晶粒の平均粒径は、５～２０μｍであることを特徴とする請求項１に記載の脆性破壊抵抗性に優れた構造用鋼材。
- 重量％で、Ｎｉ：０．０１～２．０％、Ｃｕ：０．０１～１．０％、Ｃｒ：０．０１～１．０％、Ｍｏ：０．０１～１．０％、Ｖ：０．００５～０．３％の中から選択される１種または２種以上をさらに含むことを特徴とする請求項１に記載の脆性破壊抵抗性に優れた構造用鋼材。
- 請求項１に記載の鋼材の製造方法であって、
重量％で、Ｃ：０．０２～０．１２％、Ｓｉ：０．０１～０．８％、Ｍｎ：１．５～２．５％、Ａｌ：０．００５～０．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．００１５～０．０１５％、Ｔｉ：０．００５～０．１％、Ｎｂ：０．００５～０．１％、Ｂ：０．０００５～０．００４％、Ｃａ：０．０００５～０．００６％、残りはＦｅ及びその他の不可避不純物からなるスラブを１０５０～１２５０℃の温度範囲で再加熱し、
前記スラブをＴｎｒ～１１５０℃の温度範囲で粗圧延して粗圧延バーを提供し、
前記粗圧延バーを５℃／ｓ以上の冷却速度でＭｓ～Ｂｓ℃の温度範囲まで１次冷却し、
前記１次冷却された粗圧延バーの表層部が復熱により（Ａｃ１＋４０℃）～（Ａｃ３－５℃）の温度範囲で再加熱されるように維持する復熱処理をし、
前記復熱処理された粗圧延バーを仕上げ圧延し、
前記仕上げ圧延された鋼材を５℃／ｓ以上の冷却速度で２００～５００℃の温度範囲まで２次冷却することを特徴とする脆性破壊抵抗性に優れた構造用鋼材の製造方法。 - 前記スラブは、重量％で、Ｎｉ：０．０１～２．０％、Ｃｕ：０．０１～１．０％、Ｃｒ：０．０１～１．０％、Ｍｏ：０．０１～１．０％、Ｖ：０．００５～０．３％の中から選択された１種または２種以上をさらに含むことを特徴とする請求項６に記載の脆性破壊抵抗性に優れた構造用鋼材の製造方法。
- 前記粗圧延バーは、前記粗圧延の直後の水冷により１次冷却されることを特徴とする請求項６に記載の脆性破壊抵抗性に優れた構造用鋼材の製造方法。
- 前記１次冷却は、前記粗圧延バーの表層部の温度基準でＡｅ３＋１００℃以下の温度で開始されることを特徴とする請求項６に記載の脆性破壊抵抗性に優れた構造用鋼材の製造方法。
- 前記粗圧延バーはＢｓ～Ｔｎｒ℃の温度範囲で仕上げ圧延されることを特徴とする請求項６に記載の脆性破壊抵抗性に優れた構造用鋼材の製造方法。
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