JP6818146B2 - 表面部nrl−dwt物性に優れる極厚物鋼材及びその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明において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、適切な範囲内で鋼中に含有される必要がある。本発明では、かかる効果を得るために、0.04%以上含まれることが好ましい。但し、Cの含有量が0.1%を超えると、硬化能が向上して大量の島状マルテンサイトが生成され、低温変態相の生成が促されて靭性が低下する可能性がある。したがって、Cの含有量は、0.04〜0.1%であることが好ましく、0.04〜0.09%であることがより好ましい。
Si及びAlは、製鋼及び連続鋳造工程時の溶鋼内の溶存酸素をスラグの形で析出させて脱酸作業を行うための必須の合金元素である。一般に、転炉を用いた鋼材の製造時には、Si及びAlがそれぞれ0.05%及び0.01%以上含まれる。但し、その含有量が過度である場合には、Si、Alの複合酸化物が粗大に生成されるか、または微細組織内に粗大な島状マルテンサイトが大量に生成される可能性がある。これを防止するための観点でSiの含有量の上限は0.5%に限定することが好ましく、0.4%に限定することがより好ましい。また、Alの含有量の上限は0.05%に限定することが好ましく、0.04%に限定することがより好ましい。
Mnは、固溶強化により強度を向上させ、低温変態相が生成されるように硬化能を向上させる有用な元素である。460MPa以上の降伏強度を満たすためには、1.6%以上添加する必要がある。しかし、2.2%を超えて添加すると、硬化能が増加しすぎるようになり、上部ベイナイト(Upper bainite)及びマルテンサイトの生成を促して、衝撃靭性及び表面部NRL−DWT物性を大幅に低下させることがある。したがって、Mnの含有量は、1.6〜2.2%であることが好ましく、1.6〜2.1%であることがより好ましい。
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るとともに、硬化能を向上させることで強度を向上させる重要な元素である。460MPa以上の降伏強度を有する高強度鋼における衝撃靭性及び脆性亀裂伝播抵抗性を向上させるためには、0.5%以上添加することが好ましい。しかし、1.2%を超えて添加すると、硬化能を過度に上昇させて低温変態相が生成されるようになって靭性を低下させるとともに、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の含有量は、0.5〜1.2%であることが好ましく、0.6〜1.1%であることがより好ましい。
Nbは、NbCまたはNbCNの形で析出して母材の強度を向上させる。また、高温における再加熱時に固溶されたNbは、圧延中にNbCの形で非常に微細に析出して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を奏する。したがって、Nbは0.005%以上添加されることが好ましいが、0.050%を超えて添加すると、鋼材の角に脆性クラックを生じさせる可能性がある。したがって、Nbの含有量は、0.005〜0.050%であることが好ましく、0.01〜0.040%であることがより好ましい。
Tiの添加は、再加熱時にTiNとして析出して母材及び溶接熱影響部の結晶粒成長を抑制し、低温靭性を大幅に向上させる。効果的なTiNの析出のためには、Tiを0.005%以上添加する必要がある。しかし、0.03%を超えて過度に添加すると、連鋳ノズルの詰まりや中心部晶出による低温靭性の低下の問題がある。したがって、Tiの含有量は、0.005〜0.03%であることが好ましく、0.01〜0.025%であることがより好ましい。
Cuは、硬化能を向上させ、固溶強化を起こすことで鋼材の強度を向上させる主要な元素でありながら、焼戻し(tempering)適用時にイプシロンCu析出物の生成を通じて降伏強度を上げる重要な元素であるため、0.2%以上添加することが好ましい。しかし、0.6%を超えて添加すると、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。したがって、Cuの含有量は、0.2〜0.6%であることが好ましく、0.25〜0.55%であることがより好ましい。
P及びSは、結晶粒界に脆性を誘発するか、または粗大な介在物を形成させて脆性を誘発する元素であるため、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。
一例によると、スラブ再加熱温度は、1000〜1150℃であってもよく、好ましくは1050〜1150℃であってもよい。再加熱温度が1000℃未満の場合には、鋳造中に形成されたTi及び/またはNbの炭窒化物が十分に固溶されない可能性がある。これに対し、再加熱温度が1150℃を超えると、オーステナイトが粗大になるおそれがある。
一例によると、粗圧延温度は900〜1150℃であることができる。前記のような温度範囲で粗圧延を行う場合には、鋳造中に形成されたデンドライトなどの鋳造組織を破壊することに加えて、粗大なオーステナイトの再結晶を介して粒度を小さくするという効果を得ることができるという長所がある。
水冷時の冷却速度は3℃/sec以上であることができる。冷却速度が3℃/sec未満の場合には、熱延鋼板の中心部微細組織が適切に形成されず、降伏強度が低下する可能性がある。
一例によると、水冷時の冷却終了温度は600℃以下であることができる。冷却終了温度が600℃を超えると、熱延鋼板の中心部微細組織が適切に形成されず、降伏強度が低下するおそれがある。
表1の組成を有する厚さ400mmの鋼スラブを1060℃に再加熱した後、1020℃の温度で粗圧延を行ってバー(bar)を製造した。粗圧延時の累積圧下率は50%と同一に行い、粗圧延されたバーの厚さは200mmと同一にした。粗圧延後、下記表2の条件下で冷却してから仕上げ圧延して熱延鋼板を得た。その後、3.5〜5℃/secの冷却速度で300〜400℃の温度まで水冷して極厚物鋼材を製造した。
また、比較例2及び3の場合は、粗圧延後の冷却時の冷却終了温度が(Ar3+100)℃を超えることから、冷却中の表面部に十分なベイナイト変態が起こらず、仕上げ圧延中に域変態による粒度微細化が行われず、水冷後の表面部に粗大なベイナイトが生成され、その結果、衝撃遷移温度及びNDT(Nil−Ductility Transition)の温度が本発明で提案する範囲を超えていることが確認できる。
比較例6の場合は、本発明で提示するMnの上限よりも高い値を有することから、表面部に微細なベイナイトが生成されたにもかかわらず、高いMnの含有量により、高強度のベイナイトが生成され、その結果、NDT(Nil−Ductility Transition)の温度が本発明で提案する範囲を超えていることが確認できる。
比較例7の場合は、本発明で提示するC及びMnの下限よりも低い値を有することから、表面部及び中心部に軟質相が多く生成され、その結果、表面部の粒度が粗大化し、特に中心部に軟質相が多く生成されて、本発明で提示する降伏強度460MPaよりも降伏強度が低いことが分かる。
比較例9の場合は、本発明で提示するTi及びNbの上限よりも高い値を有することから、過度な硬化能により強度が上昇し、析出強化による靭性低下の影響で、衝撃遷移温度及びNDT(Nil−Ductility Transition)の温度が本発明で提案する範囲を超えていることが分かる。
Claims (10)
- 質量%で、C:0.04〜0.1%、Si:0.05〜0.5%、Al:0.01〜0.05%、Mn:1.6〜2.2%、Ni:0.5〜1.2%、Nb:0.005〜0.050%、Ti:0.005〜0.03%、Cu:0.2〜0.6%、P:100ppm以下、S:40ppm以下、残部がFe及び不可避不純物からなり、
表面直下t/10の位置(tは鋼材の厚さ(mm)、以下同一である)までの領域において、微細組織として、90面積%以上(100面積%を含む)のベイナイトを含み、EBSDで測定した15度以上の高傾角境界を有する結晶粒の粒度が10μm以下(0μmを除く)であり、
降伏強度が460MPa以上であり、板厚が50〜100mmであることを特徴とする極厚物高強度鋼材。 - 表面直下t/10の位置からt/2の位置までの領域において、微細組織として、95面積%以上(100面積%を含む)のアシキュラーフェライトとベイナイトの複合組織、及び5面積%以下(0面積%を含む)の島状マルテンサイトを含むことを特徴とする請求項1に記載の極厚物高強度鋼材。
- ASTM 208−06に規定されたNRL−DWT(Naval Research Laboratory−Drop Weight Test)による、前記鋼板の表面から採取された試験片のNDT(Nil−Ductility Transition)の温度が−60℃以下であることを特徴とする請求項1に記載の極厚物高強度鋼材。
- 表面直下t/4の位置から採取された試験片の衝撃遷移温度が−40℃以下であることを特徴とする請求項1に記載の極厚物高強度鋼材。
- 質量%で、C:0.04〜0.1%、Si:0.05〜0.5%、Al:0.01〜0.05%、Mn:1.6〜2.2%、Ni:0.5〜1.2%、Nb:0.005〜0.050%、Ti:0.005〜0.03%、Cu:0.2〜0.6%、P:100ppm以下、S:40ppm以下、残部がFe及び不可避不純物からなるスラブを再加熱する段階と、
前記再加熱されたスラブを粗圧延した後、Ar3℃以上(Ar3+100)℃以下の温度まで0.5℃/sec以上の速度で冷却する段階と、
前記冷却されたスラブを仕上げ圧延した後、水冷する段階と、を含み、
前記温度と冷却速度はt/4の位置(tは鋼材の厚さ、以下同一である)を基準とし、
表面直下t/10の位置までの領域において、微細組織として、90面積%以上(100面積%を含む)のベイナイトを含み、EBSDで測定した15度以上の高傾角境界を有する結晶粒の粒度が10μm以下(0μmを除く)であり、
降伏強度が460MPa以上であり、板厚が50〜100mmであることを特徴とする極厚物高強度鋼材の製造方法。 - 前記スラブ再加熱温度は1000〜1150℃であることを特徴とする請求項5に記載の極厚物高強度鋼材の製造方法。
- 前記粗圧延時の温度は900〜1150℃であることを特徴とする請求項5に記載の極厚物高強度鋼材の製造方法。
- 前記粗圧延時の累積圧下率は40%以上であることを特徴とする請求項5に記載の極厚物高強度鋼材の製造方法。
- 前記水冷時の冷却速度は3℃/sec以上であることを特徴とする請求項5に記載の極厚物高強度鋼材の製造方法。
- 前記水冷時の冷却終了温度は500℃以下であることを特徴とする請求項5に記載の極厚物高強度鋼材の製造方法。
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