JP6086086B2 - 耐hic性能に優れた極厚鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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水素誘起割れ(HIC:Hydrogen Induced Cracking)や硫化物応力腐食割れ(SSC:Sulfide Stress corrosion Cracking)の起こらない湿潤硫化水素環境に対する抵抗力、すなわち、耐サワー性能(耐HIC性能や耐SSC性能)を有する鋼板を適用することが多くなっている。HICについては、比較的低強度の鋼板でも起こることが知られており、特に問題となっている。
[1]質量%で、成分組成が、C:0.030〜0.100%、Si:0.50%以下、Mn:0.60〜1.60%、P:0.020%以下、S:0.0015%以下、Al:0.060%以下、Ca:0.0010〜0.0040%、N:0.0050%以下、O:0.0030%以下を含有し、さらに、Cu:0.50%以下、Ni:1.00%以下、Cr:0.50%以下、Mo:0.50%以下、Nb:0.050%以下、V:0.100%以下、Ti:0.020%以下、B:0.0030%以下の1種もしくは2種以上を含有し、式(1)で示されるPcmが0.180以下であり、残部Feおよび不可避的不純物からなり、
表層から1/8t(tは板厚)〜7/8t位置のミクロ組織の90%以上がベイナイトであり、中心偏析部のビッカース硬さが270以下であり、中心偏析部に存在する空隙、MnS系介在物、NbもしくはTiまたはその両方を含有する化合物からなる介在物、AlもしくはCaまたはその両方を含有する化合物からなる介在物クラスタが、いずれも長径100μm未満であり、
鋼中のAlとCaを含む酸化物の個数の30%以上が、モル比でAl2O3/CaO=0.7〜1.3の酸化物であることを特徴とする板厚50mm以上の耐HIC性能に優れた極厚鋼板。
Pcm=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B・・・(1)
ただし、上記式(1)において、各元素記号は含有量(質量%)であり、含有しない場合は0とする。
[2]溶製された溶鋼を連続鋳造して得られた[1]に記載の成分組成を有する連続鋳造スラブを、1000〜1350℃の加熱温度Taで300min以上保持した後、1パスあたりの圧下率が5%以上、全圧下率Rが10%以上、式(2)で示されるPCCTが0.95以下、式(3)で示されるSMNSが0以上および式(4)で示されるSNBCNが0以上となる条件で熱間鍛造を行った後に空冷し、
その後、1000〜1200℃の加熱温度Tb、10min以上の保持時間tbで再加熱を行い、Ar3点以上の温度域で熱間圧延を行った後、板厚中心がAr3点以上の温度域から4℃/s以上の冷却速度で550℃以下まで加速冷却した後に空冷することを特徴とする板厚50mm以上の耐HIC性能に優れた極厚鋼板の製造方法。
PCCT=CP+MnP/6+0.116Cu+0.113Ni+0.236Cr+0.390Mo+0.348V+2PP・・・(2)
SMNS=Ta+273−5560/(0.72−log[1.2Mn][S])・・・(3)
SNBCN=Ta+273−6770/(2.26−log[5Nb][C+12N/14])・・・(4)
ただし、CP、MnPおよびPPは、以下の式(2−1)〜(2−3)で計算される値である。また、上記式(2)〜(4)において、Cu、Ni、Cr、Mo、V、Mn、Nb、C、Nは、各元素の含有量(質量%)であり、含有しない場合は0とする。また、Taは熱間鍛造時の加熱温度である。
CP=C+(0.77−C)erf(795・R/400000000/(((0.000023exp(−17800/(Tb+273)))60tb)0.5))・・・(2−1)
MnP=Mn+1.702Mn・erf(795/4000000/(((0.00004exp(−31511/(Ta+273)))60ta)0.5))・・・(2−2)
PP=P+10.18P・erf(795/4000000/(((0.00087exp(−0.4406/(Ta+273)))60ta)0.5))・・・(2−3)
ただし、上記式(2−1)〜(2−3)において、C、Mn、Pは各元素の含有量(質量%)で含有しない場合は0とする。Taは熱間鍛造時の加熱温度(℃)、taは熱間鍛造時の加熱保持時間(min)、Rは熱間鍛造時の全圧下率(%)、Tbは熱間圧延時の加熱温度(℃)、tbは熱間圧延時の加熱保持時間(min)である。なお、erfは誤差関数である。
[3]前記空冷した後に、480〜720℃の温度範囲に焼戻し熱処理を行うことを特徴とする[2]に記載の板厚50mm以上の耐HIC性能に優れた極厚鋼板の製造方法。
[4]前記溶鋼のInsol.Alを分析し、その分析結果をもとに、モル比で溶鋼中のAl2O3/CaOが0.7〜1.3になるようにCaを添加することを特徴とする[2]または[3]に記載の板厚50mm以上の耐HIC性能に優れた極厚鋼板の製造方法。
以下に、本発明に係る鋼材の成分組成の限定理由を説明する。なお、成分組成を示す単位の%は、全て質量%を意味する。
Cは安価で高強度化に寄与する。一方で、中心偏析度を悪化させる元素であり、耐HIC性能確保の観点からは低減した方がよい。しかしながら、Cが0.030%よりも低くなると焼入性が低くなり過ぎて所望の強度が得られないことや、ミクロ組織を均一なベイナイト組織に制御できないため、下限を0.030%とする。また、0.100%を超えると偏析度が悪くなり、耐HIC性能を確保できないため上限を0.100%とする。より好ましくは、0.030〜0.100%である。
Siは脱酸元素であり、不可避的にスラブに含有している。また、中心偏析部の焼入れ性を高くするといった考慮をせずに高強度化することができる元素である。0.50%以下であれば、溶接性や溶接熱影響部靭性をあまり劣化させることがないので、上限を0.50%とする。より好ましくは0.40%以下である。
Mnは、焼入れ性を高くする元素である。しかしながら、中心偏析部に濃化しやすく、耐HIC性能を劣化させる。Mnが1.60%を超えると、化学成分や鍛造条件などの他の条件を調整してもHICの発生を抑制できないため、上限を1.60%とする。また、Mnが0.60%を下回ると極厚鋼板の強度を確保できないため、下限を0.60%とする。より好ましくは、0.80〜1.50%、さらに好ましくは0.90〜1.40%である。
Pは、不可避的に含まれる元素であり、焼入れ性も高くする。しかしながら、中心偏析部に非常に濃化しやすく、耐HIC性能に対して極めて悪い影響を及ぼす。そのため、製鋼工程において脱P処理などを強化して、できるだけ低減した方が好ましいものの、Pを低減することには非常に多くのコストを要する。また、本発明では鍛造加熱時の中心偏析部でのPの濃化を緩和することができ、Pが0.020%以下であればその効果により耐HIC性能が確保できるため、上限を0.020%とする。より好ましくは、0.015%以下、さらに好ましくは、0.010%以下である。
Sは、不可避的に含まれる元素である。しかしながら、MnSを形成してHICの起点となるため、耐HIC性能に影響を及ぼす。したがって、できるだけ低減した方がよい。しかしながら、脱硫を強化することはコストの増大を招く。このため、Ca添加によるMnSの生成抑制効果が期待できる上限である0.0015%までは許容する。より好ましくは0.0010%以下、さらに好ましくは、0.0008%以下である。
Alは脱酸元素であり、不可避的にスラブに含有している。Alが0.060%を超えるとAl2O3クラスタ起因のHICが発生するため、上限を0.060%とする。好ましくは、0.050%以下、より好ましくは0.040%以下である。
Caは、鋳造時にMnよりも先にSと結合しCaOSやCaSを生成することで、伸長したMnSの生成を抑制できる。その効果は、0.0010%以上を添加しないと現れないため、下限を0.0010%とする。また、0.0040%を超えて添加するとCaOやCaOSが過剰に生成し、クラスタを形成しHIC起点となり耐HIC性能が劣化するため上限を0.0040%とする。
Nは鋼中に不可避的に含まれる元素であり、Tiと結合しTiNが生成される。Tiを添加した場合は、Nが0.0050%を超えると晶出したTiNがHICの起点になる可能性がある。一方、Tiを添加しない場合は、固溶状態のNが多く、スラブの表面割れが発生する。このため、上限を0.0050%とする。より好ましくは、0.0045%以下である。
Oは鋼中に不可避的に含まれる元素であり、その大部分が酸化物として存在する。O量が0.0030%を超えると介在物量が多く、内部品質や耐HIC性能を確保できないため、上限を0.0030%とする。
Pcmは、鋼材の焼入性を定量化する指標である。この値が0.180を超えると焼入性が高くなりすぎて耐HIC性能が確保できないため、上限を0.180とする。より好ましくは0.160以下である。なお、Pcmは下記式(1)で表される。
Pcm=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B・・・(1)
ただし、上記式(1)において、各元素記号は含有量(質量%)であり、含有しない場合は0とする。
Cuは、固溶強化により鋼板を高強度化する。一方で、Cuを過剰に添加すると溶接性、靭性が劣化し、コストの増大も招く。このため、含有する場合は上限を0.50%とする。
Niは、固溶強化により鋼板を高強度化し、さらにマトリックス組織を高靭性化する。一方で、Niを過剰に添加すると溶接性が劣化し、コストの増大も招く。このため、含有する場合は上限を1.00%とする。
Crは、焼入れ性を高め鋼板を高強度化する。一方で、Crを過剰に添加すると溶接性、靭性が劣化し、コストの増大も招く。このため、含有する場合は上限を0.50%とする。
Moは、焼入れ性を高め鋼板を高強度化する。一方で、Moを過剰に添加すると溶接性、靭性が劣化し、コストの増大も招く。このため、含有する場合は、上限を0.50%とする
Nb:0.050%以下
Nbは、制御圧延時に未再結晶域温度を拡大し、圧延時の組織微細化に寄与する。一方で、0.050%を超えて添加すると、析出脆化を引き起こす。さらに、中心偏析部に生成した粗大なNbCNの存在は耐HIC性能を劣化させる。このため、含有する場合は、上限を0.050%とする。より好ましくは0.040%以下である。
Vは、主に析出強化により鋼板を高強度化する。一方で、Vを過剰に添加すると靭性を著しく損なう。このため、含有する場合は、上限を0.100%とする。
Tiは、TiNを形成することで組織を微細化する。特に、溶接した際の粗粒域幅を低減し、溶接熱影響部靭性を著しく向上させる。一方で、Tiを過剰に添加すると凝固時に粗大なTiNが晶出して耐HIC性能が劣化する。このため、含有する場合は、上限を0.020%とする。
Bは、焼入性を増大させる元素であり、高強度化に非常に有効な元素である。一方で、0.0030%を超えて添加すると焼入性が高くなりすぎて、鋼板表層や溶接熱影響部の硬さが上昇し、耐SSC性能が劣化する。このため、含有する場合は上限を0.0030%とする。
表層から1/8t(tは板厚)〜7/8t位置のミクロ組織の90%以上がベイナイト
耐HIC性能確保の観点から、ミクロ組織は均一であることが望ましい。また、強度確保の観点から、フェライト主体ではなく、ベイナイト主体とする必要がある。極厚鋼板の場合、表層近傍がフェライト変態をし、均一なベイナイト組織が得られない場合がある。しかしながら、表層近傍は偏析や介在物集積帯などが存在しないため、耐HIC性能確保の上で問題とならない。そこで本発明では、表層から1/8t〜7/8t位置について、ベイナイト主体であるものとする。ベイナイト分率については、面積率で90%以上であれば、ミクロ組織の不均一性が原因でHICが大きく伝播することはない。このため、下限を90%とする。本発明において、ベイナイト以外の組織とは、フェライト、マルテンサイトおよびパーライトのことを意味し、ベイナイト中に存在する微小なセメンタイトやMAはベイナイトの一部とみなす。
中心偏析部は、MnSやNbCN、TiN、Al2O3、CaOSなどのHICの起点となる介在物が生成する。本発明では、鍛造時の加熱により、MnSとNbCNについては固溶させる。しかしながら、TiN、Al2O3、CaOSについては固溶できないため、HICの発生起点となりうる。これらの起点が存在した場合においてもHICの発生や伝播を抑制するためには、中心偏析部のビッカース硬さを270以下にする必要がある。このため、上限を270とする。より好ましくは、260以下である。なお、中心偏析部のビッカース硬さの測定方法としては、中心偏析部よりも圧痕が小さくなる荷重で5点以上測定したマイクロビッカース硬さの最大値を用いることが望ましい。
中心偏析部のビッカース硬さを270以下に抑えた場合、HICの起点となるような介在物の長径を100μm未満にすればHICの発生や伝播を抑制できる。そのため中心偏析部に存在する長径の上限を100μm未満とする。また、HIC起点としては、空隙、MnS系介在物、Nb、Tiあるいはその両方を含有する化合物からなる介在物およびAl、Caあるいはその両方を含有する化合物からなる介在物クラスタの可能性がある。このため、これらすべてについて、中心偏析部に存在する場合は、長径の上限を100μm未満とする。
Al−Ca系酸化物は溶鋼中に生成し、溶鋼中に保持されることで凝集し、クラスタ化する。このAl−Ca系酸化物のクラスタはHICの起点となり耐HIC性能を劣化させる。Al−Ca系酸化物のクラスタの生成を抑制するためには、酸化物の低融点化が有効であり、Al2O3とCaOの組成バランスが、モル比でAl2O3/CaO=1.0のときに最もクラスタ化を抑制できる。AlとCaを含む酸化物のうち、モル比でAl2O3/CaO=0.7〜1.3の酸化物の割合が個数で30%を下回ると、Al2O3あるいはCaOが過剰となり溶鋼中でクラスタを形成し、耐HIC性能を劣化させる。このため、モル比でAl2O3/CaO=0.7〜1.3のAlとCaを含む酸化物の割合の下限を30%とする。より好適には40%以上である。
本発明では、上記の成分組成からなる鋼を連続鋳造し得られたスラブを、以下の条件で熱間鍛造する。なお、鋼の溶製方法のうち、Caの添加方法については後述する。また、製造条件における温度は、いずれも板厚中心部での温度とする。板厚中心部の温度は、板厚、表面温度および冷却条件等から、シミュレーション計算等により求められる。例えば、差分法を用い、板厚方向の温度分布を計算することにより、板厚中心温度が求められる。
鍛造は高温で行う方が、1パスあたりの圧下率を大きくしやすく、合金元素の拡散も促進される。一方で加熱温度が1350℃を超えるとγ粒が粗大化し靭性の劣化を招くため上限を1350℃とする。また、1000℃を下回ると鍛造での圧下率を確保できず、長時間保持しても合金元素の拡散の効果が期待できないため、下限を1000℃とする。
鍛造加熱時に、上述した加熱温度Taにより保持することによって、中心偏析部のMnSおよびNbCNを固溶させることができ、その結果、耐HIC性能が向上する。固溶する条件は、後述する式(3)、式(4)で定義する。これらの式はいずれも保持時聞が300min以上でなければMnSやNbCNの固溶状態を担保できない。このため、下限を300minとする。
熱間鍛造における圧下率の確保は、ザクと呼ばれる未圧着部などの圧着のために必要である。スラブ厚中央に発生するザクを圧着するためには、スラブ厚中央を圧下する必要があり、1パスあたりの圧下率が大きいほど、スラブ厚中央に加わる圧下が大きくなる。ザクなどを十分に圧着するためには、1パスあたりの圧下量を5%以上にする必要がある。このため、下限を5%とする。
熱間鍛造における圧下率の確保は、ザクと呼ばれる未圧着部などの圧着のために必要である。スラブ厚中央に発生するザクを圧着するためには、スラブ厚中央を圧下する必要があり、全圧下率が大きいほど、ザクなどを圧着効果が大きく、十分にザクなどを圧着するためには、全圧下率を10%以上にする必要がある。このため、下限を10%とする。
本発明では、熱間鍛造時の加熱および鍛造圧下により中心偏析部に濃化した元素を拡散、粉砕して中心偏析部硬さを低減し、耐HIC性能を確保する。所望の中心偏析部硬さに抑えるためには、PCCTを0.95以下にする必要がある。このため、PCCTは0.95以下とする。なお、PCCTは下記(2)式で表される。
PCCT=CP+MnP/6+0.116Cu+0.113Ni+0.236Cr+0.390Mo+0.348V+2PP・・・(2)
ただし、CP、MnPおよびPPは、以下の式(2−1)〜(2−3)で計算される値である。
CP=C+(0.77−C)erf(795・R/400000000/(((0.000023exp(−17800/(Tb+273)))60tb)0.5))・・・(2−1)
MnP=Mn+1.702Mn・erf(795/4000000/(((0.00004exp(−31511/(Ta+273)))60ta)0.5))・・・(2−2)
PP=P+10.18P・erf(795/4000000/(((0.00087exp(−0.4406/(Ta+273)))60ta)0.5))・・・(2−3)
以下の式で、C、Mn、Pは各元素の含有量(質量%)で含有しない場合は0とする。Taは熱間鍛造時の加熱温度(℃)、taは熱間鍛造時の加熱保持時間(min)、Rは熱間鍛造時の全圧下率(%)、Tbは熱間圧延時の加熱温度(℃)、tbは熱間圧延時の加熱保持時間(min)である。なお、erfは誤差関数である。
耐HIC性能を確保するためには、中心偏析部での伸長MnSの生成を抑制することが有効である。本発明では、鍛造時の加熱によって晶出したMnSを固溶させることにより耐HIC性能を確保する。SMNSが0以上のときに、スラブの中心偏析部のMnSは固溶し、耐HIC性能を確保することができる。このため、SMNSは0以上とする。なお、SMNSは下記式(3)で表される。
SMNS=Ta+273−5560/(0.72−log[1.2Mn][S])・・・(3)
ただし、Mn、Sは各元素の含有量(質量%)であり、含有しない場合は0とする。Taは熱間鍛造時の加熱温度である。
耐HIC性能を確保するためには、中心偏析部でのNbCNの生成を抑制することが有効である。本発明では、熱間鍛造時の加熱によって晶出したNbCNを固溶させることにより、耐HIC性能を確保する。SNBCNが0以上のときに、スラブ中心偏析部のNbCNは固溶し耐HIC性能を確保することができる。このため、SNBCNは0以上とする。なお、NbCNについては、鋼中にTiが添加されている場合に、TiNと複合し、固溶しにくくなる。しかしながら、SNBCNを0以上にすることで、NbCNのクラスタ径を小さくでき、さらに上述した中心偏析部硬さを一定以下に抑えることにより優れた耐HIC性能を確保することができる。
SNBCNは下記式(4)で表される。
SNBCN=Ta+273−6770/(2.26−log[5Nb][C+12N/14])・・・(4)
ただし、Nb、C、Nは各元素の含有量(質量%)であり、含有しない場合は0とする。Taは熱間鍛造時の加熱温度である。
加熱温度が1000℃未満になると目標の強度を満足しないため、下限を1000℃とする。一方で、1200℃を超えると靭性を確保できないため、上限を1200℃とする。
熱間圧延時の加熱保持時間は、長いほど合金元素の拡散効果が大きくなるため、長い方が好ましい。一方で10minを下まわると保持時間が短いとスラブが均一に加熱されず強度、靭性のばらつきが大きくなり、なおかつ、合金元素の拡散による中心偏析の改善効果も得られない。そのため、下限を10minとする。
圧延温度は、耐HIC性能に影響する条件である。Ar3点を下回る温度で圧延すると、フェライト組織が生成することで均一なベイナイト組織を得ることができなくなり耐HIC性能が劣化するため、下限をAr3点以上の温度域として圧延を実施する。
なお、Ar3点は実測してもよく、より簡便的には、下記式を用いてもよい。
Ar3(℃)=910−310C−80Mn−20Cu−55Ni−15Cr−80Mo
ただし、各元素記号は含有量(質量%)で、含有しない場合は0とする。
加速冷却の冷却開始温度は、耐HIC性能に影響する条件である。冷却は、水冷によるのが一般的である。しかしながら、これに限定されるものではない。冷却開始温度がAr3点を下回る温度になると、フェライトが生成し、均一なベイナイト組織が得られなくなり耐HIC性能が劣化する。特に板厚中心でフェライトが生成すると中心偏析部硬さが高くなり所望の耐HIC性能を確保できない。このため、冷却開始温度の下限をAr3点とする。
加速冷却の冷却速度は、均一なベイナイト組織を得るために所定の値以上を確保する必要がある。冷却速度が4℃/s未満になるとミクロ組織にフェライトが生成し、耐HIC性能が劣化するため、下限を4℃/sとする。なお、冷却速度は、鋼板の板厚中心部での冷却速度とする。
冷却停止温度は、強度を確保するために重要な因子で、低温であるほど鋼板を高強度化することができる。冷却停止温度が550℃を超えると十分な強度を確保できないため、上限を550℃とする。下限は特に規定しないが、好ましくは、300℃以上である。
空冷後、焼戻し熱処理を行ってもよい。焼戻しは、強度調整や靭性の改善、さらにはSR(Stress Relief、歪取り)熱処理やPWHT(Post Welding Heat Treatment、溶接後熱処理)を行った際の強度、靭性変化を小さくするために実施する。480℃未満の温度では、焼戻しの効果が得られないため、下限を480℃とする。一方で、720℃を超える温度では、強度低下が大きく所望の強度を得られないため上限を720℃とする。
従来のプロセスでは、一般に、溶鋼中のAl2O3量が未知の状態でCa源を添加していた。その原因は、O量を分析するためには、燃焼分析を行う必要があり、Ca源の添加までにO量分析が間に合わなかったためである。本発明では、発光分光分析法によりInsol.Al量を分析して、溶鋼中のAl2O3量を推定することが好ましい。Ca添加量の狙いは、Al2O3:CaOが1:1となる点であり、それを満足するためには、溶鋼中のAl2O3/CaOがモル比で0.7〜1.3になるように、Caを添加することが好ましい。
引張試験は、C方向板厚方向1/4位置から直径12.7mmの丸棒引張試験片を採取し、引張強度を測定した。目標値は、ASTM−A841の下限値である490MPaを下限値とした。
HIC試験は、NACE TM0284−2003に従って行い、溶液は同規格で規定されているA液を用いた。なお、同規格では、板厚が30mmを超えると板厚方向に複数の試験片を採取するように求められているため、板厚方向の規定本数×3(例えば、板厚100mmで、は5×3=15本)試験を実施し、その最大CLR(3断面の平均値)を求めた。目標値は、CLRで15%以下とした。ここで、CLRとは、割れ長さ率(CLR,割れの長さの合計/試験片の幅(20mm)の平均値)である。
ミクロ組織は、鋼板圧延方向に平行な断面を5%ナイタール液でエッチングし、光学顕微鏡で観察することで、行った。ミクロ組織はすべての鋼板でフェライトもしくはベイナイトからなる組織形態であったため、フェライト以外の部分をベイナイトとして分率を測定した。
中心偏析部硬さはミクロ組織観察に用いた試験片を用い、荷重50gfのマイクロビッカースで中心偏析部20点の硬さを測定し、最高値を用いた。
中心偏析部での空隙、MnS系介在物、Nb、Tiあるいはその両方を含有する化合物からなる介在物、Al、Caあるいはその両方を含有する化合物からなる介在物クラスタの測定は、鋼板圧延方向に平行な断面を5%ナイタール液でエッチングし、光学顕微鏡で観察することで行い、中心偏析部でみられる最大長径のものを測定した。
Claims (4)
- 質量%で、成分組成が、C:0.030〜0.100%、Si:0.50%以下、Mn:0.60〜1.60%、P:0.020%以下、S:0.0015%以下、Al:0.060%以下、Ca:0.0010〜0.0040%、N:0.0050%以下、O:0.0030%以下を含有し、さらに、Cu:0.50%以下、Ni:1.00%以下、Cr:0.50%以下、Mo:0.50%以下、Nb:0.050%以下、V:0.100%以下、Ti:0.020%以下、B:0.0030%以下の1種もしくは2種以上を含有し、式(1)で示されるPcmが0.180以下であり、残部Feおよび不可避的不純物からなり、
表層から1/8t(tは板厚)〜7/8t位置のミクロ組織の90%以上がベイナイトであり、中心偏析部のビッカース硬さが270以下であり、中心偏析部に存在する空隙、MnS系介在物、NbもしくはTiまたはその両方を含有する化合物からなる介在物、AlもしくはCaまたはその両方を含有する化合物からなる介在物クラスタが、いずれも長径100μm未満であり、
鋼中のAlとCaを含む酸化物の個数の30%以上が、モル比でAl2O3/CaO=0.7〜1.3の酸化物であることを特徴とする板厚50mm以上の耐HIC性能に優れた極厚鋼板。
Pcm=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B・・・(1)
ただし、上記式(1)において、各元素記号は含有量(質量%)であり、含有しない場合は0とする。 - 溶製された溶鋼を連続鋳造して得られた請求項1に記載の成分組成を有する連続鋳造スラブを、1000〜1350℃の加熱温度Taで300min以上保持した後、1パスあたりの圧下率が5%以上、全圧下率Rが10%以上、式(2)で示されるPCCTが0.95以下、式(3)で示されるSMNSが0以上および式(4)で示されるSNBCNが0以上となる条件で熱間鍛造を行った後に空冷し、
その後、1000〜1200℃の加熱温度Tb、10min以上の保持時間tbで再加熱を行い、Ar3点以上の温度域で熱間圧延を行った後、板厚中心がAr3点以上の温度域から4℃/s以上の冷却速度で550℃以下まで加速冷却した後に空冷することを特徴とする、表層から1/8t(tは板厚)〜7/8t位置のミクロ組織の90%以上がベイナイトであり、中心偏析部のビッカース硬さが270以下であり、中心偏析部に存在する空隙、MnS系介在物、NbもしくはTiまたはその両方を含有する化合物からなる介在物、AlもしくはCaまたはその両方を含有する化合物からなる介在物クラスタが、いずれも長径100μm未満であり、鋼中のAlとCaを含む酸化物の個数の30%以上が、モル比でAl 2 O 3 /CaO=0.7〜1.3の酸化物である板厚50mm以上の耐HIC性能に優れた極厚鋼板の製造方法。
PCCT=CP+MnP/6+0.116Cu+0.113Ni+0.236Cr+0.390Mo+0.348V+2PP・・・(2)
SMNS=Ta+273−5560/(0.72−log[1.2Mn][S])・・・(3)
SNBCN=Ta+273−6770/(2.26−log[5Nb][C+12N/14])・・・(4)
ただし、CP、MnPおよびPPは、以下の式(2−1)〜(2−3)で計算される値である。また、上記式(2)〜(4)において、Cu、Ni、Cr、Mo、V、Mn、Nb、C、Nは、各元素の含有量(質量%)であり、含有しない場合は0とする。また、Taは熱間鍛造時の加熱温度である。
CP=C+(0.77−C)erf(795・R/400000000/(((0.000023exp(−17800/(Tb+273)))60tb)0.5))・・・(2−1)
MnP=Mn+1.702Mn・erf(795/4000000/(((0.00004exp(−31511/(Ta+273)))60ta)0.5))・・・(2−2)
PP=P+10.18P・erf(795/4000000/(((0.00087exp(−0.4406/(Ta+273)))60ta)0.5))・・・(2−3)
ただし、上記式(2−1)〜(2−3)において、C、Mn、Pは各元素の含有量(質量%)で含有しない場合は0とする。Taは熱間鍛造時の加熱温度(℃)、taは熱間鍛造時の加熱保持時間(min)、Rは熱間鍛造時の全圧下率(%)、Tbは熱間圧延時の加熱温度(℃)、tbは熱間圧延時の加熱保持時間(min)である。なお、erfは誤差関数である。 - 前記加速冷却後の空冷をした後に、480〜720℃の温度範囲に焼戻し熱処理を行うことを特徴とする請求項2に記載の板厚50mm以上の耐HIC性能に優れた極厚鋼板の製造方法。
- 前記溶鋼のInsol.Alを分析し、その分析結果をもとに、モル比で溶鋼中のAl2O3/CaOが0.7〜1.3になるようにCaを添加することを特徴とする請求項2または3に記載の板厚50mm以上の耐HIC性能に優れた極厚鋼板の製造方法。
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