JP6475837B2 - 脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材及びその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材及びその製造方法に関する。
近年、国内外の船舶、海洋、建築、及び土木分野で用いられる構造物を設計するにあたり、高強度特性を有する極厚物鋼の開発が求められている。
構造物の設計時に高強度鋼を用いる場合、構造物の形態を軽量化することができ、経済的な利益が得られるだけでなく、鋼板の厚さ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。
一般的に、高強度鋼では、極厚物材の製造時に総圧下率が低下し、薄物材に比べて十分な変形ができなくなるため、極厚物材の微細組織が粗大となり、これに伴い、結晶粒度が最も大きな影響を及ぼす低温物性が低下するようになる。
特に、構造物の安定性を示す脆性亀裂伝播抵抗性の場合、船舶などの主要構造物への適用時に保証を求める事例が増加しつつあるが、微細組織が粗大化すると、脆性亀裂伝播抵抗性が非常に低下する現象が発生するため、極厚物高強度鋼材の脆性亀裂伝播抵抗相を向上させることは非常に難しい状況である。
構造物の設計時に高強度鋼を用いる場合、構造物の形態を軽量化することができ、経済的な利益が得られるだけでなく、鋼板の厚さ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。
一般的に、高強度鋼では、極厚物材の製造時に総圧下率が低下し、薄物材に比べて十分な変形ができなくなるため、極厚物材の微細組織が粗大となり、これに伴い、結晶粒度が最も大きな影響を及ぼす低温物性が低下するようになる。
特に、構造物の安定性を示す脆性亀裂伝播抵抗性の場合、船舶などの主要構造物への適用時に保証を求める事例が増加しつつあるが、微細組織が粗大化すると、脆性亀裂伝播抵抗性が非常に低下する現象が発生するため、極厚物高強度鋼材の脆性亀裂伝播抵抗相を向上させることは非常に難しい状況である。
一方、降伏強度３９０ＭＰａ以上の高強度鋼であると、脆性亀裂伝播抵抗性を向上させるために、表層部の粒度微細化のための仕上げ圧延時に表面冷却の適用、及び圧延時における曲げ応力の付与による粒度調節といった多様な技術が導入された。
しかしながら、上記技術の場合、表層部の組織微細化には有利であるが、表層部を除いた残りの組織粗大化による衝撃靭性の低下は解決できないため、脆性亀裂伝播抵抗性への根本的な対策とは言い難い。
また、技術そのものを、一般的な量産体制に適用するには大きな生産性の低下が予想されるため、商業的な適用には無理のある技術と言える。
しかしながら、上記技術の場合、表層部の組織微細化には有利であるが、表層部を除いた残りの組織粗大化による衝撃靭性の低下は解決できないため、脆性亀裂伝播抵抗性への根本的な対策とは言い難い。
また、技術そのものを、一般的な量産体制に適用するには大きな生産性の低下が予想されるため、商業的な適用には無理のある技術と言える。
本発明の一側面によれば、脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材を提供することに、その目的がある。
本発明の他の面によれば、脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法を提供することに、その目的がある。
本発明の他の面によれば、脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法を提供することに、その目的がある。
本発明の脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材は、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．１％、Ｍｎ：１．５〜２．２％、Ｎｉ：０．３〜１．２％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．１％、Ｃｕ：０．１〜０．５％、Ｓｉ：０．１〜０．３％、Ｐ：１００ｐｐｍ以下、Ｓ：４０ｐｐｍ以下、残部Ｆｅ、及びその他の不可避な不純物を含み、フェライト単相組織、ベイナイト単相組織、フェライトとベイナイトの複合組織、フェライトとパーライトの複合組織、及びフェライト、ベイナイトとパーライトの複合組織からなる群より選択された一つの組織を含む微細組織を有し、且つ厚さが５０ｍｍ以上であることを特徴とする。
Ｃｕ及びＮｉの含量は、Ｃｕ／Ｎｉ重量比が０．６以下、好ましくは０．５以下になるように設定されることがよい。
鋼材は、好ましくは鋼材の厚さ方向に表層部から鋼材厚さ１／４部までにおいてＥＢＳＤ方法で測定した結晶方位の差が１５度以上の高傾角境界を有する結晶粒の粒度が１５μｍ（マイクロメートル）以下である。
鋼材は、好ましくは鋼材の厚さ方向に表層部から鋼材厚さ１／４部までにおいてＥＢＳＤ方法で測定した結晶方位の差が１５度以上の高傾角境界を有する結晶粒の粒度が１５μｍ（マイクロメートル）以下である。
鋼材は、鋼材の厚さ方向に表層部から鋼材厚さの１／４部までにおける圧延方向に平行な面に対して１５度以内の角度をなす（１００）面の面積率が３０％以上であることが好ましい。
鋼材は、好ましくは降伏強度が３９０ＭＰａ以上であり、鋼材の厚さ方向に表層部及び鋼材厚さ１／４ｔ部におけるシャルピー破面遷移温度が−４０℃以下であることがよい。
鋼材は、好ましくは降伏強度が３９０ＭＰａ以上であり、鋼材の厚さ方向に表層部及び鋼材厚さ１／４ｔ部におけるシャルピー破面遷移温度が−４０℃以下であることがよい。
本発明の脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法は、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．１％、Ｍｎ：１．５〜２．２％、Ｎｉ：０．３〜１．２％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．１％、Ｃｕ：０．１〜０．５％、Ｓｉ：０．１〜０．３％、Ｐ：１００ｐｐｍ以下、Ｓ：４０ｐｐｍ以下、残部Ｆｅ、及びその他の不可避な不純物を含むスラブを９５０〜１１００℃に再加熱した後、１１００〜９００℃の温度で粗圧延する段階と、粗圧延されたバー（ｂａｒ）をＡｒ３＋３０℃〜Ａｒ３−３０℃の範囲の温度で仕上げ圧延して厚さ５０ｍｍ以上の鋼板を得る段階と、鋼板を７００℃以下の温度まで冷却する段階と、を含むことを特徴とする。
粗圧延時における最終３パス（ｐａｓｓ）に対しては、パス（ｐａｓｓ）当たりの圧下率が５％以上、総累積圧下率が４０％以上であることが好ましい。
粗圧延後、仕上げ圧延前のバーの１／４ｔ部（ここで、ｔ：鋼板厚）における結晶粒の大きさは１５０μｍ以下、好ましくは１００μｍ以下、より好ましくは８０μｍ以下であることができる。
粗圧延後、仕上げ圧延前のバーの１／４ｔ部（ここで、ｔ：鋼板厚）における結晶粒の大きさは１５０μｍ以下、好ましくは１００μｍ以下、より好ましくは８０μｍ以下であることができる。
仕上げ圧延時における圧下比は、スラブ厚（ｍｍ）／仕上げ圧延後の鋼板厚（ｍｍ）の比が３．５以上、好ましくは３．８以上になるように設定されることがよい。
鋼板の冷却は、１．５℃／ｓ以上の中心部の冷却速度で行うことが好ましい。
鋼板の冷却は、２〜３００℃／ｓの平均冷却速度で行ってもよい。
鋼板の冷却は、１．５℃／ｓ以上の中心部の冷却速度で行うことが好ましい。
鋼板の冷却は、２〜３００℃／ｓの平均冷却速度で行ってもよい。
さらに、上記の課題の解決手段は、本発明の特徴を全て列挙したものではない。
本発明の様々な特徴と、それによる長所及び効果は、以下の具体的な実施形態を通じてより詳細に理解することができる。
本発明の様々な特徴と、それによる長所及び効果は、以下の具体的な実施形態を通じてより詳細に理解することができる。
本発明によると、高い降伏強度及び優れた脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材を得ることができる。
本発明の発明者らは、厚さが５０ｍｍ以上の厚い鋼材の降伏強度及び脆性亀裂伝播抵抗性を向上させるために、研究及び実験を行い、その結果に基づいて本発明を提案するに至った。
本発明は、鋼材の鋼組成、組織、集合組織、及び製造条件を制御して、厚い鋼材の降伏強度及び脆性亀裂伝播抵抗性をさらに向上させたものである。
本発明は、鋼材の鋼組成、組織、集合組織、及び製造条件を制御して、厚い鋼材の降伏強度及び脆性亀裂伝播抵抗性をさらに向上させたものである。
本発明の主要概念は、次の通りである。
１）固溶強化による強度の向上を得るために鋼組成を適切に制御したものである。特に、固溶強化のためにＭｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、及びＳｉの含量を最適化したものである。
２）硬化能向上による強度の向上を得るために鋼組成を適切に制御したものである。特に、硬化能を向上させるために、炭素含量と共に、Ｍｎ、Ｎｉ、及びＣｕの含量を最適化したものである。
このように硬化能を向上させることで、遅い冷却速度でも５０ｍｍ以上の厚い鋼材の中心部まで微細な組織が確保される。
１）固溶強化による強度の向上を得るために鋼組成を適切に制御したものである。特に、固溶強化のためにＭｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、及びＳｉの含量を最適化したものである。
２）硬化能向上による強度の向上を得るために鋼組成を適切に制御したものである。特に、硬化能を向上させるために、炭素含量と共に、Ｍｎ、Ｎｉ、及びＣｕの含量を最適化したものである。
このように硬化能を向上させることで、遅い冷却速度でも５０ｍｍ以上の厚い鋼材の中心部まで微細な組織が確保される。
３）好ましくは、強度及び脆性亀裂伝播抵抗性を向上させるために、鋼材の組織を微細化させることができる。特に、鋼材の厚さ方向に表層部から鋼材厚さ１／４部までの領域における組織を微細化させたものである。
このように鋼材の組織を微細化させることで、結晶粒強化による強度の向上と共に、亀裂の生成及び伝播が最小に抑えられ、脆性亀裂伝播抵抗性が向上する。
４）好ましくは、脆性亀裂伝播抵抗性を向上させるために、鋼材の集合組織を制御することができる。
亀裂とは、鋼材の幅方向、即ち圧延方向に垂直な方向に伝播することと、体心立方構造（ＢＣＣ）の脆性破面が（１００）面ということを考慮して、圧延方向に平行な面に対して１５度以内の角度をなす（１００）面の面積率が最大となるようにしたものである。
このように鋼材の組織を微細化させることで、結晶粒強化による強度の向上と共に、亀裂の生成及び伝播が最小に抑えられ、脆性亀裂伝播抵抗性が向上する。
４）好ましくは、脆性亀裂伝播抵抗性を向上させるために、鋼材の集合組織を制御することができる。
亀裂とは、鋼材の幅方向、即ち圧延方向に垂直な方向に伝播することと、体心立方構造（ＢＣＣ）の脆性破面が（１００）面ということを考慮して、圧延方向に平行な面に対して１５度以内の角度をなす（１００）面の面積率が最大となるようにしたものである。
特に、鋼材の厚さ方向に表層部から鋼材厚さの１／４部までの領域における集合組織を制御したものである。
圧延方向に平行な面に対して１５度以内の角度をなす（１００）面は、亀裂の伝播を遮断する役割を果たす。
このように、鋼材の集合組織を制御することにより、たとえ亀裂が生じたとしても、亀裂の伝播が遮断され、脆性亀裂伝播抵抗性が向上する。
圧延方向に平行な面に対して１５度以内の角度をなす（１００）面は、亀裂の伝播を遮断する役割を果たす。
このように、鋼材の集合組織を制御することにより、たとえ亀裂が生じたとしても、亀裂の伝播が遮断され、脆性亀裂伝播抵抗性が向上する。
５）好ましくは、鋼材の組織をより微細化させるために粗圧延条件を制御することができる。
特に、粗圧延時に圧下条件を制御することで、微細な組織が確保される。
６）鋼材の組織をより微細化させるために、仕上げ圧延条件を制御したものである。特に、仕上げ圧延温度及び圧下条件を制御することで、仕上げ圧延時における変形誘起変態によって非常に微細なフェライトが結晶粒界及び結晶粒の内部に生成するようになり、鋼材の中心部まで微細な組織が確保される。
特に、粗圧延時に圧下条件を制御することで、微細な組織が確保される。
６）鋼材の組織をより微細化させるために、仕上げ圧延条件を制御したものである。特に、仕上げ圧延温度及び圧下条件を制御することで、仕上げ圧延時における変形誘起変態によって非常に微細なフェライトが結晶粒界及び結晶粒の内部に生成するようになり、鋼材の中心部まで微細な組織が確保される。
以下、本発明の一側面である脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材について詳細に説明する。
本発明の一側面である脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材は、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．１％、Ｍｎ：１．５〜２．２％、Ｎｉ：０．３〜１．２％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．１％、Ｃｕ：０．１〜０．５％、Ｓｉ：０．１〜０．３％、Ｐ：１００ｐｐｍ以下、Ｓ：４０ｐｐｍ以下、残部Ｆｅ、及びその他の不可避な不純物を含み、並びにフェライト単相組織、ベイナイト単相組織、フェライトとベイナイトの複合組織、フェライトとパーライトの複合組織、及びフェライト、ベイナイトとパーライトの複合組織からなる群より選択された一つの組織を含む微細組織を有する。
本発明の一側面である脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材は、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．１％、Ｍｎ：１．５〜２．２％、Ｎｉ：０．３〜１．２％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．１％、Ｃｕ：０．１〜０．５％、Ｓｉ：０．１〜０．３％、Ｐ：１００ｐｐｍ以下、Ｓ：４０ｐｐｍ以下、残部Ｆｅ、及びその他の不可避な不純物を含み、並びにフェライト単相組織、ベイナイト単相組織、フェライトとベイナイトの複合組織、フェライトとパーライトの複合組織、及びフェライト、ベイナイトとパーライトの複合組織からなる群より選択された一つの組織を含む微細組織を有する。
以下、本発明の鋼成分及び成分範囲について説明する。
Ｃ（炭素）：０．０５〜０．１０％（以下、各成分の含量は、重量％を意味する。）
Ｃは、基本的な強度を確保するのに最も重要な元素であるため、適切な範囲内において鋼中に含有される必要があり、このような添加効果を得るためには、Ｃを０．０５％以上添加することが好ましい。
しかしながら、Ｃの含量が０．１０％を超えると、多量の島状マルテンサイトの生成、及びフェライト自体の高い強度、並びに低温変態相の多量生成などによって低温靭性を低下させるため、Ｃの含量は０．０５〜０．１０％に限定することが好ましく、より好ましくは０．０５９〜０．０８１％であり、さらに好ましくは０．０６５〜０．０７５％である。
Ｃ（炭素）：０．０５〜０．１０％（以下、各成分の含量は、重量％を意味する。）
Ｃは、基本的な強度を確保するのに最も重要な元素であるため、適切な範囲内において鋼中に含有される必要があり、このような添加効果を得るためには、Ｃを０．０５％以上添加することが好ましい。
しかしながら、Ｃの含量が０．１０％を超えると、多量の島状マルテンサイトの生成、及びフェライト自体の高い強度、並びに低温変態相の多量生成などによって低温靭性を低下させるため、Ｃの含量は０．０５〜０．１０％に限定することが好ましく、より好ましくは０．０５９〜０．０８１％であり、さらに好ましくは０．０６５〜０．０７５％である。
Ｍｎ（マンガン）：１．５〜２．２％
Ｍｎは、固溶強化により強度を向上させ、低温変態相が生成するように硬化能を向上させる有用な元素である。また、硬化能の向上によって遅い冷却速度でも低温変態相を生成させることができるため、極厚物材の中心部の強度を確保するのに主要な元素である。
したがって、このような効果を得るためには、１．５％以上添加されることが好ましい。
しかしながら、Ｍｎの含量が２．２％を超えると、過度な硬化能の増加によって上部ベイナイト（Ｕｐｐｅｒ ｂａｉｎｉｔｅ）、及びマルテンサイトの生成を促進し、衝撃靭性及び脆性亀裂伝播抵抗性を低下させる。
したがって、Ｍｎ含量は１．５〜２．２％に限定することが好ましく、より好ましくは１．５８〜２．１１％であり、さらに好ましくは１．７〜２．０％である。
Ｍｎは、固溶強化により強度を向上させ、低温変態相が生成するように硬化能を向上させる有用な元素である。また、硬化能の向上によって遅い冷却速度でも低温変態相を生成させることができるため、極厚物材の中心部の強度を確保するのに主要な元素である。
したがって、このような効果を得るためには、１．５％以上添加されることが好ましい。
しかしながら、Ｍｎの含量が２．２％を超えると、過度な硬化能の増加によって上部ベイナイト（Ｕｐｐｅｒ ｂａｉｎｉｔｅ）、及びマルテンサイトの生成を促進し、衝撃靭性及び脆性亀裂伝播抵抗性を低下させる。
したがって、Ｍｎ含量は１．５〜２．２％に限定することが好ましく、より好ましくは１．５８〜２．１１％であり、さらに好ましくは１．７〜２．０％である。
Ｎｉ（ニッケル）：０．３〜１．２％
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を向上させ、硬化能を向上させて強度を向上させるのに重要な元素であって、このような効果を得るためには、０．３％以上添加されることが好ましい。しかしながら、Ｎｉが１．２％以上添加されると、硬化能が過度に上昇して低温変態相が生成し、靭性を低下させ、他の硬化能元素に比べてＮｉが高コストであるので、製造原価も上昇させることができるため、Ｎｉ含量の上限は１．２％に限定することが好ましい。
より好ましいＮｉ含量の限定範囲は０．４５〜１．０２％であり、さらに好ましくは０．５５〜０．９５％である。
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を向上させ、硬化能を向上させて強度を向上させるのに重要な元素であって、このような効果を得るためには、０．３％以上添加されることが好ましい。しかしながら、Ｎｉが１．２％以上添加されると、硬化能が過度に上昇して低温変態相が生成し、靭性を低下させ、他の硬化能元素に比べてＮｉが高コストであるので、製造原価も上昇させることができるため、Ｎｉ含量の上限は１．２％に限定することが好ましい。
より好ましいＮｉ含量の限定範囲は０．４５〜１．０２％であり、さらに好ましくは０．５５〜０．９５％である。
Ｎｂ（ニオビウム）：０．００５〜０．１％
Ｎｂは、ＮｂＣ又はＮｂＣＮの形態で析出して母材強度を向上させる。
また、高温に再加熱時に固溶されたＮｂは、圧延時にＮｂＣ形態として極めて微細に析出し、オーステナイトの再結晶を抑制することで、組織を微細化させるという効果がある。
したがって、Ｎｂは、０．００５％以上添加されることが好ましいが、添加過多になると、鋼材の角に脆性クラックを引き起こす可能性があるため、Ｎｂ含量の上限は０．１％に制限することが好ましい。
より好ましいＮｂ含量の限定範囲は０．０１２〜０．０３１％であり、さらに好ましくは０．０１７〜０．０２５％である。
Ｎｂは、ＮｂＣ又はＮｂＣＮの形態で析出して母材強度を向上させる。
また、高温に再加熱時に固溶されたＮｂは、圧延時にＮｂＣ形態として極めて微細に析出し、オーステナイトの再結晶を抑制することで、組織を微細化させるという効果がある。
したがって、Ｎｂは、０．００５％以上添加されることが好ましいが、添加過多になると、鋼材の角に脆性クラックを引き起こす可能性があるため、Ｎｂ含量の上限は０．１％に制限することが好ましい。
より好ましいＮｂ含量の限定範囲は０．０１２〜０．０３１％であり、さらに好ましくは０．０１７〜０．０２５％である。
Ｔｉ（チタニウム）：０．００５〜０．１％
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することで低温靭性を大きく向上させる成分であって、このような添加効果を得るためには、０．００５％以上添加されることが好ましい。
しかしながら、Ｔｉが０．１％を超えて添加されると、連続鋳造ノズルの詰まりや中心部の晶出によって低温靭性が減少する可能性があるため、Ｔｉ含量は０．００５〜０．１％に限定することが好ましい。
より好ましいＴｉ含量の限定範囲は０．０１１〜０．０２３％であり、さらに好ましくは０．０１４〜０．０１８％である。
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することで低温靭性を大きく向上させる成分であって、このような添加効果を得るためには、０．００５％以上添加されることが好ましい。
しかしながら、Ｔｉが０．１％を超えて添加されると、連続鋳造ノズルの詰まりや中心部の晶出によって低温靭性が減少する可能性があるため、Ｔｉ含量は０．００５〜０．１％に限定することが好ましい。
より好ましいＴｉ含量の限定範囲は０．０１１〜０．０２３％であり、さらに好ましくは０．０１４〜０．０１８％である。
Ｐ：１００ｐｐｍ以下、Ｓ：４０ｐｐｍ以下
Ｐ、Ｓは、結晶粒界に脆性を誘発するか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、脆性亀裂伝播抵抗性を向上させるためにＰ：１００ｐｐｍ以下及びＳ：４０ｐｐｍ以下に制限することが好ましい。
Ｐ、Ｓは、結晶粒界に脆性を誘発するか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、脆性亀裂伝播抵抗性を向上させるためにＰ：１００ｐｐｍ以下及びＳ：４０ｐｐｍ以下に制限することが好ましい。
Ｓｉ：０．１〜０．３％
Ｓｉは、置換型元素であって、固溶強化により鋼材の強度を向上させ、強力な脱酸効果を持ち、清浄鋼の製造に必須の元素であるため、０．１％以上添加されることが好ましい。しかし、多量に添加すると、粗大な島状マルテンサイト（ＭＡ）相を生成させて脆性亀裂伝播抵抗性を低下させることができるため、Ｓｉ含量の上限は０．３％に制限することが好ましい。
より好ましいＳｉ含量の限定範囲は０．１６〜０．２７％であり、さらに好ましくは０．１９〜０．２５％である。
Ｓｉは、置換型元素であって、固溶強化により鋼材の強度を向上させ、強力な脱酸効果を持ち、清浄鋼の製造に必須の元素であるため、０．１％以上添加されることが好ましい。しかし、多量に添加すると、粗大な島状マルテンサイト（ＭＡ）相を生成させて脆性亀裂伝播抵抗性を低下させることができるため、Ｓｉ含量の上限は０．３％に制限することが好ましい。
より好ましいＳｉ含量の限定範囲は０．１６〜０．２７％であり、さらに好ましくは０．１９〜０．２５％である。
Ｃｕ：０．１〜０．５％
Ｃｕは、硬化能を向上させ、固溶強化を起こして鋼材の強度を向上させる主要な元素であり、焼き戻し（ｔｅｍｐｅｒｉｎｇ）への適用時、イプシロンＣｕ析出物の生成により降伏強度を高める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、多量に添加すると、製鋼工程において赤熱脆性（ｈｏｔ ｓｈｏｒｔｎｅｓｓ）によるスラブの亀裂を発生させることがあるため、Ｃｕ含量の上限は０．５％に制限することが好ましい。
より好ましいＣｕ含量の限定範囲は０．１９〜０．４２％であり、さらに好ましくは０．２５〜０．３５％である。
Ｃｕ及びＮｉの含量は、Ｃｕ／Ｎｉ重量比が０．６以下、好ましくは０．５以下になるように設定されてもよい。
上記のようにＣｕ／Ｎｉ重量比を設定すると、表面品質が更に改善することができる。
Ｃｕは、硬化能を向上させ、固溶強化を起こして鋼材の強度を向上させる主要な元素であり、焼き戻し（ｔｅｍｐｅｒｉｎｇ）への適用時、イプシロンＣｕ析出物の生成により降伏強度を高める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、多量に添加すると、製鋼工程において赤熱脆性（ｈｏｔ ｓｈｏｒｔｎｅｓｓ）によるスラブの亀裂を発生させることがあるため、Ｃｕ含量の上限は０．５％に制限することが好ましい。
より好ましいＣｕ含量の限定範囲は０．１９〜０．４２％であり、さらに好ましくは０．２５〜０．３５％である。
Ｃｕ及びＮｉの含量は、Ｃｕ／Ｎｉ重量比が０．６以下、好ましくは０．５以下になるように設定されてもよい。
上記のようにＣｕ／Ｎｉ重量比を設定すると、表面品質が更に改善することができる。
本発明の残りの成分は鉄（Ｆｅ）である。
但し、通常の製造過程では、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されることがあり、これを排除することはできない。
これらの不純物は、通常の技術者にとって周知であるため、本明細書では全ての内容について特に言及しない。
但し、通常の製造過程では、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されることがあり、これを排除することはできない。
これらの不純物は、通常の技術者にとって周知であるため、本明細書では全ての内容について特に言及しない。
本発明の鋼材は、フェライト単相組織、ベイナイト単相組織、フェライトとベイナイトの複合組織、フェライトとパーライトの複合組織、及びフェライト、ベイナイトとパーライトの複合組織からなる群より選択された一つの組織を含む微細組織を有する。
フェライトは多角形フェライト（Ｐｏｌｙｇｏｎａｌ ｆｅｒｒｉｔｅ）若しくは針状フェライト（ａｃｉｃｕｌａｒ ｆｅｒｒｉｔｅ）が好ましく、ベイナイトはグラニュラーベイナイト（ｇｒａｎｕｌａｒ ｂａｉｎｉｔｅ）が好ましい。
例えば、Ｍｎ及びＮｉ含量が増加するほど、針状フェライト（ａｃｉｃｕｌａｒ ｆｅｒｒｉｔｅ）、及びグラニュラーベイナイト（ｇｒａｎｕｌａｒ ｂａｉｎｉｔｅ）の分率が増加し、これに伴って、強度も増加する。
フェライトは多角形フェライト（Ｐｏｌｙｇｏｎａｌ ｆｅｒｒｉｔｅ）若しくは針状フェライト（ａｃｉｃｕｌａｒ ｆｅｒｒｉｔｅ）が好ましく、ベイナイトはグラニュラーベイナイト（ｇｒａｎｕｌａｒ ｂａｉｎｉｔｅ）が好ましい。
例えば、Ｍｎ及びＮｉ含量が増加するほど、針状フェライト（ａｃｉｃｕｌａｒ ｆｅｒｒｉｔｅ）、及びグラニュラーベイナイト（ｇｒａｎｕｌａｒ ｂａｉｎｉｔｅ）の分率が増加し、これに伴って、強度も増加する。
鋼材の微細組織がパーライトを含む複合組織であると、パーライトの分率は２０％以下に限定することが好ましい。
鋼材は、好ましくは鋼材の厚さ方向に表層部から鋼材厚さ１／４部までにおいてＥＢＳＤ方法で測定した結晶方位の差が１５度以上の高傾角境界を有する結晶粒の粒度が１５μｍ（マイクロメートル）以下であってもよい。
このように、鋼材の厚さ方向に表層部から鋼材厚さ１／４部までにおいてＥＢＳＤ方法で測定した結晶方位の差が１５度以上の高傾角境界を有する結晶粒の粒度を１５μｍ（マイクロメートル）以下と微細化させることで、結晶粒強化による強度の向上と共に、亀裂の生成及び伝播が最小に抑えられ、脆性亀裂伝播抵抗性が向上する。
鋼材は、好ましくは鋼材の厚さ方向に表層部から鋼材厚さ１／４部までにおいてＥＢＳＤ方法で測定した結晶方位の差が１５度以上の高傾角境界を有する結晶粒の粒度が１５μｍ（マイクロメートル）以下であってもよい。
このように、鋼材の厚さ方向に表層部から鋼材厚さ１／４部までにおいてＥＢＳＤ方法で測定した結晶方位の差が１５度以上の高傾角境界を有する結晶粒の粒度を１５μｍ（マイクロメートル）以下と微細化させることで、結晶粒強化による強度の向上と共に、亀裂の生成及び伝播が最小に抑えられ、脆性亀裂伝播抵抗性が向上する。
鋼材は、好ましくは鋼材の厚さ方向に表層部から板厚の１／４部までにおける圧延方向に平行な面に対して１５度以内の角度をなす（１００）面の面積率が３０％以上であってもよい。
上記のように集合組織を制御した主な理由は、次の通りである。
亀裂（ｃｒａｃｋ）は鋼材の幅方向、即ち圧延方向に垂直な方向に伝播され、体心立方構造（ＢＣＣ）の脆性破面は（１００）面である。
そこで、本発明は、圧延方向に平行な面に対して１５度以内の角度をなす（１００）面の面積率が最大となるようにしたものである。
特に、鋼材の厚さ方向に表層部から鋼材厚さの１／４部までの領域における集合組織を制御したものである。
圧延方向に平行な面に対して１５度以内の角度をなす（１００）面は、亀裂の伝播を遮断する役割を果たす。
このように、鋼材の集合組織、特に、鋼材の厚さ方向に表層部から板厚の１／４部までにおける圧延方向に平行な面に対して１５度以内の角度をなす（１００）面の面積率を３０％以上に制御することで、たとえ亀裂が生じたとしても、亀裂の伝播が遮断され、脆性亀裂伝播抵抗性が向上する。
鋼材は、好ましくは降伏強度が３９０ＭＰａ以上である。
鋼材は、５０ｍｍ以上の厚さを有し、好ましくは５０〜１００ｍｍの厚さを有することができ、より好ましくは８０〜１００ｍｍの厚さを有することができる。
上記のように集合組織を制御した主な理由は、次の通りである。
亀裂（ｃｒａｃｋ）は鋼材の幅方向、即ち圧延方向に垂直な方向に伝播され、体心立方構造（ＢＣＣ）の脆性破面は（１００）面である。
そこで、本発明は、圧延方向に平行な面に対して１５度以内の角度をなす（１００）面の面積率が最大となるようにしたものである。
特に、鋼材の厚さ方向に表層部から鋼材厚さの１／４部までの領域における集合組織を制御したものである。
圧延方向に平行な面に対して１５度以内の角度をなす（１００）面は、亀裂の伝播を遮断する役割を果たす。
このように、鋼材の集合組織、特に、鋼材の厚さ方向に表層部から板厚の１／４部までにおける圧延方向に平行な面に対して１５度以内の角度をなす（１００）面の面積率を３０％以上に制御することで、たとえ亀裂が生じたとしても、亀裂の伝播が遮断され、脆性亀裂伝播抵抗性が向上する。
鋼材は、好ましくは降伏強度が３９０ＭＰａ以上である。
鋼材は、５０ｍｍ以上の厚さを有し、好ましくは５０〜１００ｍｍの厚さを有することができ、より好ましくは８０〜１００ｍｍの厚さを有することができる。
以下、本発明の他の側面である脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法について詳細に説明する。
本発明の他の側面である脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法は、Ｃ：０．０５〜０．１％、Ｍｎ：１．５〜２．２％、Ｎｉ：０．３〜１．２％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．１％、Ｃｕ：０．１〜０．５％、Ｓｉ：０．１〜０．３％、Ｐ：１００ｐｐｍ以下、Ｓ：４０ｐｐｍ以下、残部Ｆｅ、及びその他の不可避な不純物を含むスラブを９５０〜１１００℃に再加熱した後、１１００〜９００℃の温度で粗圧延する段階と、粗圧延されたバー（ｂａｒ）をＡｒ３＋３０℃〜Ａｒ３−３０℃の間の温度で仕上げ圧延して鋼板を得る段階と、鋼板を７００℃以下の温度まで冷却する段階と、を含む。
本発明の他の側面である脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法は、Ｃ：０．０５〜０．１％、Ｍｎ：１．５〜２．２％、Ｎｉ：０．３〜１．２％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．１％、Ｃｕ：０．１〜０．５％、Ｓｉ：０．１〜０．３％、Ｐ：１００ｐｐｍ以下、Ｓ：４０ｐｐｍ以下、残部Ｆｅ、及びその他の不可避な不純物を含むスラブを９５０〜１１００℃に再加熱した後、１１００〜９００℃の温度で粗圧延する段階と、粗圧延されたバー（ｂａｒ）をＡｒ３＋３０℃〜Ａｒ３−３０℃の間の温度で仕上げ圧延して鋼板を得る段階と、鋼板を７００℃以下の温度まで冷却する段階と、を含む。
スラブ再加熱
粗圧延の前工程として、スラブを再加熱する。
スラブの再加熱温度は、９５０℃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、１０００℃以上に加熱することがより好ましい。但し、過度に高い温度に再加熱すると、オーステナイトが粗大化する恐れがあるため、再加熱温度の上限は１１００℃であることが好ましい。
粗圧延の前工程として、スラブを再加熱する。
スラブの再加熱温度は、９５０℃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、１０００℃以上に加熱することがより好ましい。但し、過度に高い温度に再加熱すると、オーステナイトが粗大化する恐れがあるため、再加熱温度の上限は１１００℃であることが好ましい。
粗圧延
再加熱されたスラブを粗圧延する。
粗圧延温度は、オーステナイトの再結晶が止まる温度（Ｔｎｒ）以上にすることが好ましい。圧延により鋳造中に形成されたデンドライトなどの鋳造組織が破壊され、さらに、オーステナイトの大きさを小さくする効果も得られる。このような効果を得るには、粗圧延温度は１１００〜９００℃に制限することが好ましい。
本発明では、粗圧延時に中心部の組織を微細化するために、粗圧延時における最終３パスに対しては、パス当たりの圧下率が５％以上、総累積圧下率が４０％以上であることが好ましい。
粗圧延時における初期圧延により再結晶された組織は、高い温度によって結晶粒成長が起こるが、最終３パスを行う際には、圧延待機中にバーが空冷されることによって結晶粒成長速度が遅くなり、これに伴って、粗圧延時における最終３パスの圧下率が最終微細組織の粒度に最も大きな影響を及ぼすようになる。
また、粗圧延のパス当たりの圧下率が低くなると、中心部に十分な変形が伝わらず、中心部の粗大化による靭性の低下が発生する恐れがある。したがって、最終３パスのパス当たりの圧下率を５％以上に制限することが好ましい。
一方、中心部の組織を微細化するために、粗圧延時における総累積圧下率は４０％以上に設定することが好ましい。
再加熱されたスラブを粗圧延する。
粗圧延温度は、オーステナイトの再結晶が止まる温度（Ｔｎｒ）以上にすることが好ましい。圧延により鋳造中に形成されたデンドライトなどの鋳造組織が破壊され、さらに、オーステナイトの大きさを小さくする効果も得られる。このような効果を得るには、粗圧延温度は１１００〜９００℃に制限することが好ましい。
本発明では、粗圧延時に中心部の組織を微細化するために、粗圧延時における最終３パスに対しては、パス当たりの圧下率が５％以上、総累積圧下率が４０％以上であることが好ましい。
粗圧延時における初期圧延により再結晶された組織は、高い温度によって結晶粒成長が起こるが、最終３パスを行う際には、圧延待機中にバーが空冷されることによって結晶粒成長速度が遅くなり、これに伴って、粗圧延時における最終３パスの圧下率が最終微細組織の粒度に最も大きな影響を及ぼすようになる。
また、粗圧延のパス当たりの圧下率が低くなると、中心部に十分な変形が伝わらず、中心部の粗大化による靭性の低下が発生する恐れがある。したがって、最終３パスのパス当たりの圧下率を５％以上に制限することが好ましい。
一方、中心部の組織を微細化するために、粗圧延時における総累積圧下率は４０％以上に設定することが好ましい。
仕上げ圧延
粗圧延されたバーをＡｒ３（フェライト変態開始温度）＋３０℃〜Ａｒ３−３０℃で仕上げ圧延して鋼板を得る。
これは、より微細化された微細組織を得るためであり、Ａｒ３温度の直上若しくは直下で圧延を行うと、変形誘起変態によって非常に微細なフェライトが結晶粒界及び結晶粒の内部に生成するようになり、結晶粒単位を小さくする効果を得ることができる。
また、変形誘起変態を効果的に生じさせるためには、仕上げ圧延時における累積圧下率を４０％以上に保持し、最終形状を平らにする圧延を除いたパス当たりの圧下率を８％以上に保持することが好ましい。
粗圧延されたバーをＡｒ３（フェライト変態開始温度）＋３０℃〜Ａｒ３−３０℃で仕上げ圧延して鋼板を得る。
これは、より微細化された微細組織を得るためであり、Ａｒ３温度の直上若しくは直下で圧延を行うと、変形誘起変態によって非常に微細なフェライトが結晶粒界及び結晶粒の内部に生成するようになり、結晶粒単位を小さくする効果を得ることができる。
また、変形誘起変態を効果的に生じさせるためには、仕上げ圧延時における累積圧下率を４０％以上に保持し、最終形状を平らにする圧延を除いたパス当たりの圧下率を８％以上に保持することが好ましい。
本発明で提示する条件に従って、仕上げ圧延時に板厚方向に表層部から板厚１／４部までにおいてＥＢＳＤ方法で測定した結晶方位の差が１５度以上の高傾角境界を有する結晶粒の粒度が１５μｍ（マイクロメートル）以下である微細組織を得ることができる。
仕上げ圧延温度をＡｒ３−３０℃以下に下げると、粗大なフェライトが圧延前に生成し、圧延中に長く延伸されるようになり、かえって衝撃靭性を低下させるようになり、Ａｒ３＋３０℃以上で仕上げ圧延すると、粒度微細化に効果的ではないため、仕上げ圧延温度をＡｒ３＋３０℃〜Ａｒ３−３０℃の範囲で行うことが好ましい。
粗圧延後、仕上げ圧延前のバーの１／４ｔ部（ここで、ｔ：鋼板厚）における結晶粒の大きさは１５０μｍ以下、好ましくは１００μｍ以下、より好ましくは８０μｍ以下にすることができる。
粗圧延後、仕上げ圧延前のバーの１／４ｔ部における結晶粒の大きさは粗圧延条件などによって制御されることができる。
仕上げ圧延温度をＡｒ３−３０℃以下に下げると、粗大なフェライトが圧延前に生成し、圧延中に長く延伸されるようになり、かえって衝撃靭性を低下させるようになり、Ａｒ３＋３０℃以上で仕上げ圧延すると、粒度微細化に効果的ではないため、仕上げ圧延温度をＡｒ３＋３０℃〜Ａｒ３−３０℃の範囲で行うことが好ましい。
粗圧延後、仕上げ圧延前のバーの１／４ｔ部（ここで、ｔ：鋼板厚）における結晶粒の大きさは１５０μｍ以下、好ましくは１００μｍ以下、より好ましくは８０μｍ以下にすることができる。
粗圧延後、仕上げ圧延前のバーの１／４ｔ部における結晶粒の大きさは粗圧延条件などによって制御されることができる。
上記のように、粗圧延後、仕上げ圧延前のバーの１／４ｔ部における結晶粒の大きさを制御すると、オーステナイト結晶粒の微細化によって最終微細組織が微細化され、低温衝撃靭性の向上をもたらすことができる。
仕上げ圧延時における圧下比は、スラブ厚（ｍｍ）／仕上げ圧延後の鋼板厚（ｍｍ）の比が３．５以上、好ましくは３．８以上になるように設定されることがもよい。
上記のように圧下比を制御すると、粗圧延及び仕上げ圧延時に圧下量が増加するに伴い、最終微細組織の微細化による降伏／引張強度の上昇及び低温靭性の向上をもたらすことができ、さらに、厚さ中心部の粒度減少による中心部の靭性の向上をもたらすことができる。
仕上げ圧延の後、鋼板は、５０ｍｍ以上の厚さを有し、好ましくは５０〜１００ｍｍの厚さを有することができ、より好ましくは８０〜１００ｍｍの厚さを有することができる。
仕上げ圧延時における圧下比は、スラブ厚（ｍｍ）／仕上げ圧延後の鋼板厚（ｍｍ）の比が３．５以上、好ましくは３．８以上になるように設定されることがもよい。
上記のように圧下比を制御すると、粗圧延及び仕上げ圧延時に圧下量が増加するに伴い、最終微細組織の微細化による降伏／引張強度の上昇及び低温靭性の向上をもたらすことができ、さらに、厚さ中心部の粒度減少による中心部の靭性の向上をもたらすことができる。
仕上げ圧延の後、鋼板は、５０ｍｍ以上の厚さを有し、好ましくは５０〜１００ｍｍの厚さを有することができ、より好ましくは８０〜１００ｍｍの厚さを有することができる。
冷却
仕上げ圧延の後、鋼板を７００℃以下に冷却させる。
冷却終了温度が７００℃を超えると、微細組織が適切に形成されなくなり、降伏強度が３９０Ｍｐａ以下になる可能性がある。
鋼板の冷却は、１．５℃／ｓ以上の中心部の冷却速度で行うことができ、鋼板の中心部の冷却速度が１．５℃／ｓ未満であると、微細組織が適切に形成されなくなり、降伏強度が３９０Ｍｐａ以下になる可能性がある。
また、鋼板の冷却は、２〜３００℃／ｓの平均冷却速度で行ってもよい。
仕上げ圧延の後、鋼板を７００℃以下に冷却させる。
冷却終了温度が７００℃を超えると、微細組織が適切に形成されなくなり、降伏強度が３９０Ｍｐａ以下になる可能性がある。
鋼板の冷却は、１．５℃／ｓ以上の中心部の冷却速度で行うことができ、鋼板の中心部の冷却速度が１．５℃／ｓ未満であると、微細組織が適切に形成されなくなり、降伏強度が３９０Ｍｐａ以下になる可能性がある。
また、鋼板の冷却は、２〜３００℃／ｓの平均冷却速度で行ってもよい。
以下では、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。
但し、後述する実施例は本発明をより詳細に説明するための例示であり、本発明の権利範囲を限定するためのものではないことに留意すべきである。
本発明の権利範囲が、特許請求の範囲に記載の事項と、これから合理的に類推される事項により決定されるためである。
但し、後述する実施例は本発明をより詳細に説明するための例示であり、本発明の権利範囲を限定するためのものではないことに留意すべきである。
本発明の権利範囲が、特許請求の範囲に記載の事項と、これから合理的に類推される事項により決定されるためである。
〔実施例１〕
下記表１の組成を有する４００ｍｍの鋼スラブを１０４５℃の温度に再加熱した後、１０１５℃の温度で粗圧延を実施してバーを製造した。粗圧延時における累積圧下率は、５０％として同様に適用した。
粗圧延されたバーの厚さは、１８０ｍｍであり、粗圧延後、仕上げ圧延前の１／４ｔ部における結晶粒の大きさは９５μｍであった。
粗圧延の後、表２に示した仕上げ圧延温度とＡｒ３温度との温度差で仕上げ圧延を行って下記表２の厚さを有する鋼板を得た後、４℃／ｓｅｃの冷却速度で７００℃以下の温度に冷却した。
上記のように製造された鋼板に対して、微細組織、降伏強度、厚さ１／４ｔ部の平均粒度、板厚方向に表層部から板厚の１／４部までにおける圧延方向に平行な面に対して１５度以内の角度をなす（１００）面の面積率、Ｋｃａ値（脆性亀裂伝播抵抗性係数）を調査し、その結果を表２に示した。
表２のＫｃａ値は、鋼板に対してＥＳＳＯ ｔｅｓｔを実施して評価した値である。
下記表１の組成を有する４００ｍｍの鋼スラブを１０４５℃の温度に再加熱した後、１０１５℃の温度で粗圧延を実施してバーを製造した。粗圧延時における累積圧下率は、５０％として同様に適用した。
粗圧延されたバーの厚さは、１８０ｍｍであり、粗圧延後、仕上げ圧延前の１／４ｔ部における結晶粒の大きさは９５μｍであった。
粗圧延の後、表２に示した仕上げ圧延温度とＡｒ３温度との温度差で仕上げ圧延を行って下記表２の厚さを有する鋼板を得た後、４℃／ｓｅｃの冷却速度で７００℃以下の温度に冷却した。
上記のように製造された鋼板に対して、微細組織、降伏強度、厚さ１／４ｔ部の平均粒度、板厚方向に表層部から板厚の１／４部までにおける圧延方向に平行な面に対して１５度以内の角度をなす（１００）面の面積率、Ｋｃａ値（脆性亀裂伝播抵抗性係数）を調査し、その結果を表２に示した。
表２のＫｃａ値は、鋼板に対してＥＳＳＯ ｔｅｓｔを実施して評価した値である。
表２に示したとおり、比較鋼１では、本発明で提示する仕上げ圧延時に仕上げ圧延温度−Ａｒ３の温度差が５０℃以上に制御されており、十分な圧下が加わっていないため、１／４ｔ部の粒度が２９．１μｍであり、板厚方向に表層部から板厚の１／４部までにおける圧延方向に平行な面に対して１５度以内の角度をなす（１００）面の面積率が３０％以下であり、また、衝撃遷移温度が−４０℃以上であり、−１０℃で測定されたＫｃａ値が一般的な造船用鋼材において求められる６０００を超えていないことが分かる。
比較鋼２では、Ｃの含量が本発明のＣ含量の上限よりも高い値を有しており、粗圧延時の冷却によって中心部のオーステナイトの粒度を微細化したにも関わらず、上部ベイナイト（ｕｐｐｅｒ ｂａｉｎｉｔｅ）が生成することにより最終微細組織の粒度が３３．２μｍであり、表層部から板厚の１／４部までにおける圧延方向に平行な面に対して１５度以内の角度をなす（１００）面の面積率が３０％以下であり、さらに、脆性が発生しやすい上部ベイナイトを基地組織として有することから、衝撃遷移温度が−４０℃以上であり、Ｋｃａ値も−１０℃で６０００以下の値を有することが分かる。
比較鋼２では、Ｃの含量が本発明のＣ含量の上限よりも高い値を有しており、粗圧延時の冷却によって中心部のオーステナイトの粒度を微細化したにも関わらず、上部ベイナイト（ｕｐｐｅｒ ｂａｉｎｉｔｅ）が生成することにより最終微細組織の粒度が３３．２μｍであり、表層部から板厚の１／４部までにおける圧延方向に平行な面に対して１５度以内の角度をなす（１００）面の面積率が３０％以下であり、さらに、脆性が発生しやすい上部ベイナイトを基地組織として有することから、衝撃遷移温度が−４０℃以上であり、Ｋｃａ値も−１０℃で６０００以下の値を有することが分かる。
比較鋼３では、Ｓｉの含量が本発明のＳｉ含量の上限よりも高い値を有しており、粗圧延時の冷却によって中心部のオーステナイトの粒度を微細化したにも関わらず、中心部において上部ベイナイト（ｕｐｐｅｒ ｂａｉｎｉｔｅ）が一部生成し、さらに、Ｓｉが多量添加されることにより、ＭＡ組織が粗大に多量生成されることから、Ｋｃａ値も−１０℃で６０００以下の値を有することが分かる。
比較鋼４では、Ｍｎ含量が本発明のＭｎ含量の上限よりも高い値を有しており、高い硬化能によって母材の微細組織が上部ベイナイトであり、粗圧延時の冷却によって中心部のオーステナイトの粒度を微細化したにも関わらず、最終微細組織の粒度が３２．２μｍを示し、表層部から板厚の１／４部までにおける圧延方向に平行な面に対して１５度以内の角度をなす（１００）面の面積率が３０％以下であり、また、衝撃遷移温度が−４０℃以上であり、Ｋｃａ値も−１０℃で６０００以下の値を有することが分かる。
比較鋼５では、Ｎｉ含量が本発明のＮｉ含量の上限よりも高い値を有しており、高い硬化能によって母材の微細組織がグラニュラーベイナイト（ｇｒａｎｕｌａｒ ｂａｉｎｉｔｅ）と上部ベイナイトであり、粗圧延時の冷却によって中心部のオーステナイトの粒度を微細化したにも関わらず、最終微細組織の粒度が２８．７μｍを示し、また、衝撃遷移温度が−４０℃以上であり、Ｋｃａ値も−１０℃で６０００以下の値を有することが分かる。
比較鋼４では、Ｍｎ含量が本発明のＭｎ含量の上限よりも高い値を有しており、高い硬化能によって母材の微細組織が上部ベイナイトであり、粗圧延時の冷却によって中心部のオーステナイトの粒度を微細化したにも関わらず、最終微細組織の粒度が３２．２μｍを示し、表層部から板厚の１／４部までにおける圧延方向に平行な面に対して１５度以内の角度をなす（１００）面の面積率が３０％以下であり、また、衝撃遷移温度が−４０℃以上であり、Ｋｃａ値も−１０℃で６０００以下の値を有することが分かる。
比較鋼５では、Ｎｉ含量が本発明のＮｉ含量の上限よりも高い値を有しており、高い硬化能によって母材の微細組織がグラニュラーベイナイト（ｇｒａｎｕｌａｒ ｂａｉｎｉｔｅ）と上部ベイナイトであり、粗圧延時の冷却によって中心部のオーステナイトの粒度を微細化したにも関わらず、最終微細組織の粒度が２８．７μｍを示し、また、衝撃遷移温度が−４０℃以上であり、Ｋｃａ値も−１０℃で６０００以下の値を有することが分かる。
比較鋼６では、Ｐ、Ｓの含量が本発明のＰ、Ｓ含量の上限よりも高い値を有しており、他の条件が全て本発明で提示する条件を満たしているにも関わらず、高いＰ、Ｓによって脆性が発生し、Ｋｃａ値が−１０℃で６０００以下の値を有することが分かる。
これに対し、本発明の成分範囲と製造範囲を満たす発明鋼１〜６では、降伏強度３９０ＭＰａ以上、１／４ｔ部の粒度１５μｍ以下を満たしており、フェライトとパーライト組織又は針状フェライト単相組織、若しくは針状フェライトとグラニュラーベイナイトの複合組織、針状フェライト、パーライトとグラニュラーベイナイトの複合組織を微細組織にして有することが分かる。
また、板厚の表層部から板厚の１／４部までにおける圧延方向に平行な面に対して１５度以内の角度をなす（１００）面の面積率が３０％以上であり、衝撃遷移温度が−４０℃以上であり、Ｋｃａ値も−１０℃で６０００以上の値を満たしていることが分かる。
図１には発明鋼６の厚さ中心部を光学顕微鏡で観察した写真を示したが、図１からも分かるとおり、厚さ中心部の組織が微細化されている。
これに対し、本発明の成分範囲と製造範囲を満たす発明鋼１〜６では、降伏強度３９０ＭＰａ以上、１／４ｔ部の粒度１５μｍ以下を満たしており、フェライトとパーライト組織又は針状フェライト単相組織、若しくは針状フェライトとグラニュラーベイナイトの複合組織、針状フェライト、パーライトとグラニュラーベイナイトの複合組織を微細組織にして有することが分かる。
また、板厚の表層部から板厚の１／４部までにおける圧延方向に平行な面に対して１５度以内の角度をなす（１００）面の面積率が３０％以上であり、衝撃遷移温度が−４０℃以上であり、Ｋｃａ値も−１０℃で６０００以上の値を満たしていることが分かる。
図１には発明鋼６の厚さ中心部を光学顕微鏡で観察した写真を示したが、図１からも分かるとおり、厚さ中心部の組織が微細化されている。
〔実施例２〕
鋼スラブのＣｕ／Ｎｉ重量比を表３に示すように変化させたこと以外は、実施例１の発明鋼２と同様の組成及び製造条件で鋼板を製造し、製造された鋼板の表面特性を調査し、その結果を表３に示した。
表３において、鋼板の表面特性とは、Ｈｏｔ ｓｈｏｒｔｎｅｓｓによる表面部のスタークラックの発生有無を測定したことをいう。
表３に示したとおり、Ｃｕ／Ｎｉ重量比を適切に制御することで、鋼板の表面特性が改善されることが分かる。
鋼スラブのＣｕ／Ｎｉ重量比を表３に示すように変化させたこと以外は、実施例１の発明鋼２と同様の組成及び製造条件で鋼板を製造し、製造された鋼板の表面特性を調査し、その結果を表３に示した。
表３において、鋼板の表面特性とは、Ｈｏｔ ｓｈｏｒｔｎｅｓｓによる表面部のスタークラックの発生有無を測定したことをいう。
〔実施例３〕
粗圧延後、仕上げ圧延前の結晶粒の大きさ（μｍ）を表４に示すとおり変化させたこと以外は、実施例１の発明鋼１と同一の組成及び製造条件で鋼板を製造し、製造された鋼板の１／４ｔ部の衝撃遷移温度特性を調査し、その結果を表４に示した。
表４に示したとおり、粗圧延後のバー状態の１／４ｔにおける結晶粒の大きさが減少するほど、衝撃遷移温度が減少することが分かり、これによって、脆性亀裂伝播抵抗性が向上することが予想できる。
粗圧延後、仕上げ圧延前の結晶粒の大きさ（μｍ）を表４に示すとおり変化させたこと以外は、実施例１の発明鋼１と同一の組成及び製造条件で鋼板を製造し、製造された鋼板の１／４ｔ部の衝撃遷移温度特性を調査し、その結果を表４に示した。
以上、実施例を参照して説明したが、当該技術分野の熟練された当業者は、下記の特許請求の範囲に記載された本発明の思想及び領域から外れない範囲内で本発明を多様に修正及び変更できるということが理解できるだろう。
Claims (8)
- 質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１％、Ｍｎ：１．５８〜２．２％、Ｎｉ：０．３〜１．２％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．１％、Ｃｕ：０．１〜０．５％、Ｓｉ：０．１〜０．３％、Ｐ：１００ｐｐｍ以下、Ｓ：４０ｐｐｍ以下、残部Ｆｅ、及びその他の不可避な不純物からなり、
フェライト単相組織、ベイナイト単相組織、フェライトとベイナイトの複合組織、フェライトとパーライトの複合組織、及びフェライト、ベイナイトとパーライトの複合組織からなる群より選択された一つの組織からなる微細組織を有し、
前記フェライトは針状フェライト（ａｃｉｃｕｌａｒ ｆｅｒｒｉｔｅ）又は多角形フェライト（ｐｏｌｙｇｏｎａｌ ｆｅｒｒｉｔｅ）であり、前記ベイナイトはグラニュラーベイナイト（ｇｒａｎｕｌａｒ ｂａｉｎｉｔｅ）であり、
鋼材は、前記鋼材の厚さ方向に表層部から板厚１／４部までにおいてＥＢＳＤ方法で測定した結晶方位の差が１５度以上の高傾角境界を有する結晶粒の粒度が１５μｍ以下であり、
前記鋼材の厚さの１／４部までにおける圧延方向に平行な面に対して１５度以内の角度をなす（１００）面の面積率が３０％以上であり、
前記鋼材は、降伏強度が３９０ＭＰａ以上であり、並びに前記鋼材の厚さ方向に表層部及び鋼材厚さ１／４ｔ部におけるシャルピー破面遷移温度が−４０℃以下であり、
且つ厚さが５０ｍｍ以上であることを特徴とする脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材。 - 前記Ｃｕ及びＮｉの含量は、Ｃｕ／Ｎｉ重量比が０．６以下になるように設定されることを特徴とする請求項１に記載の脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材。
- 前記鋼材の微細組織がパーライトを含む複合組織であると、パーライトの分率は２０％以下であることを特徴とする請求項１に記載の脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材。
- 前記鋼材厚さが８０〜１００ｍｍであることを特徴とする請求項１に記載の脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材。
- 質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１％、Ｍｎ：１．５８〜２．２％、Ｎｉ：０．３〜１．２％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．１％、Ｃｕ：０．１〜０．５％、Ｓｉ：０．１〜０．３％、Ｐ：１００ｐｐｍ以下、Ｓ：４０ｐｐｍ以下、残部Ｆｅ、及びその他の不可避な不純物からなるスラブを９５０〜１１００℃に再加熱した後、１１００〜９００℃の温度で粗圧延する段階と、前記粗圧延されたバー（ｂａｒ）をＡｒ３＋３０℃〜Ａｒ３−３０℃の間の温度で仕上げ圧延して厚さ５０ｍｍ以上の鋼板を得る段階と、前記鋼板を７００℃以下の温度まで冷却する段階と、を含み、
前記粗圧延時の最終３パスに対しては、パス当たりの圧下率が５％以上であり、累積圧下率が４０％以上であり、
前記粗圧延後、仕上げ圧延前のバーの１／４ｔ部（ここで、ｔ：鋼板厚）における結晶粒の大きさは、１５０μｍ以下であり、
前記仕上げ圧延時における圧下比は、スラブ厚（ｍｍ）／仕上げ圧延後の鋼板厚（ｍｍ）の比が３．５以上になるように設定され、
フェライト単相組織、ベイナイト単相組織、フェライトとベイナイトの複合組織、フェライトとパーライトの複合組織、及びフェライト、ベイナイトとパーライトの複合組織からなる群より選択された一つの組織を含む微細組織を有し、前記フェライトは針状フェライト（ａｃｉｃｕｌａｒ ｆｅｒｒｉｔｅ）又は多角形フェライト（ｐｏｌｙｇｏｎａｌ ｆｅｒｒｉｔｅ）であり、並びにベイナイトはグラニュラーベイナイト（ｇｒａｎｕｌａｒ ｂａｉｎｉｔｅ）であり、鋼材の厚さ方向に表層部から板厚１／４部までＥＢＳＤ方法で測定した結晶方位の差が１５度以上の高傾角境界を有する結晶粒の粒度が１５μｍ以下であり、前記鋼材の厚さの１／４部までの圧延方向に平行な面に対して１５度以内の角度をなす（１００）面の面積率が３０％以上であり、降伏強度が３９０ＭＰａ以上であり、並びに前記鋼材の厚さ方向に表層部及び鋼材厚さ１／４ｔ部におけるシャルピー破面遷移温度が−４０℃以下である鋼材を製造することを特徴とする脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法。 - 前記Ｃｕ及びＮｉの含量は、Ｃｕ／Ｎｉ重量比が０．６以下になるように設定されることを特徴とする請求項５に記載の脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法。
- 前記鋼板の冷却は、１．５℃／ｓ以上の中心部の冷却速度で行うことを特徴とする請求項５に記載の脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法。
- 前記鋼板の冷却は、２〜３００℃／ｓの平均冷却速度で行うことを特徴とする請求項５に記載の脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法。
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