JP7372325B2 - 低温破壊靭性及び伸びに優れた高強度鋼板、並びにその製造方法 - Google Patents
低温破壊靭性及び伸びに優れた高強度鋼板、並びにその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP7372325B2 JP7372325B2 JP2021530865A JP2021530865A JP7372325B2 JP 7372325 B2 JP7372325 B2 JP 7372325B2 JP 2021530865 A JP2021530865 A JP 2021530865A JP 2021530865 A JP2021530865 A JP 2021530865A JP 7372325 B2 JP7372325 B2 JP 7372325B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel plate
- less
- temperature
- rolling
- fracture toughness
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Active
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims description 134
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims description 134
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 28
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims description 54
- PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N Nickel Chemical compound [Ni] PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 50
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 43
- 239000010955 niobium Substances 0.000 claims description 35
- 239000011651 chromium Substances 0.000 claims description 33
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 32
- 239000010936 titanium Substances 0.000 claims description 30
- 239000011572 manganese Substances 0.000 claims description 29
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 claims description 26
- 239000011575 calcium Substances 0.000 claims description 24
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 claims description 21
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 20
- 239000000463 material Substances 0.000 claims description 19
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 claims description 18
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 16
- XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N Silicon Chemical compound [Si] XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 16
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims description 16
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims description 16
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims description 16
- GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N niobium atom Chemical compound [Nb] GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 16
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 claims description 16
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims description 16
- 239000010703 silicon Substances 0.000 claims description 16
- VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N Chromium Chemical compound [Cr] VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 15
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims description 15
- RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N Titanium Chemical compound [Ti] RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 14
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 14
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims description 14
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims description 14
- PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N Manganese Chemical compound [Mn] PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 13
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims description 13
- OYPRJOBELJOOCE-UHFFFAOYSA-N Calcium Chemical compound [Ca] OYPRJOBELJOOCE-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 12
- ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N Molybdenum Chemical compound [Mo] ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 12
- 229910052791 calcium Inorganic materials 0.000 claims description 12
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims description 12
- 239000011733 molybdenum Substances 0.000 claims description 12
- OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N Phosphorus Chemical compound [P] OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 11
- NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N Sulfur Chemical compound [S] NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 11
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 claims description 11
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 claims description 11
- 239000011574 phosphorus Substances 0.000 claims description 11
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 claims description 11
- 239000011593 sulfur Substances 0.000 claims description 11
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 10
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 7
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 17
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 14
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 12
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 12
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 9
- 238000003303 reheating Methods 0.000 description 9
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 6
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 5
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 5
- 238000001887 electron backscatter diffraction Methods 0.000 description 5
- 230000003287 optical effect Effects 0.000 description 5
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 5
- ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N Tin Chemical compound [Sn] ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 3
- 230000000704 physical effect Effects 0.000 description 3
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 3
- 239000007789 gas Substances 0.000 description 2
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 description 2
- 239000003921 oil Substances 0.000 description 2
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 2
- 238000007670 refining Methods 0.000 description 2
- 241000219307 Atriplex rosea Species 0.000 description 1
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 1
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 1
- 239000003795 chemical substances by application Substances 0.000 description 1
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 1
- 238000009826 distribution Methods 0.000 description 1
- 239000012467 final product Substances 0.000 description 1
- 230000001590 oxidative effect Effects 0.000 description 1
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 1
- 229920006395 saturated elastomer Polymers 0.000 description 1
- 239000002689 soil Substances 0.000 description 1
- 238000007711 solidification Methods 0.000 description 1
- 230000008023 solidification Effects 0.000 description 1
- 239000000243 solution Substances 0.000 description 1
- 238000009628 steelmaking Methods 0.000 description 1
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 1
Images
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
- C21D8/0226—Hot rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
- C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/002—Bainite
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/005—Ferrite
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/008—Martensite
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
本発明は、高強度鋼板及びその製造方法に関し、詳細には、鋼の組成、微細組織、及び製造工程を最適化することで、高強度特性を有し、かつ低温破壊靭性及び伸びに優れるため、過酷な環境下でも安定に使用可能なラインパイプ用高強度鋼板及びその製造方法に関する。
近年、気候条件が劣悪なシベリア、アラスカなどの寒冷地域を中心に油田開発が行われており、油田地域の豊富なガス資源をラインパイプを介して消費地域に輸送しようとするプロジェクトが活発に進められている。かかるラインパイププロジェクトに提供される鋼材は、輸送ガスの圧力だけでなく、極低温と凍上（Ｆｒｏｓｔ Ｈｅａｖｅ、季節の変わり目に土壌が凍結し、地面が***する現象）によるパイプの変形に対する耐久性を必須に備える必要があるが、高強度特性を備えながらも、優れたＤＷＴＴ（Ｄｒｏｐ Ｗｅｉｇｈｔ Ｔｅａｒｉｎｇ Ｔｅｓｔ）延性破面率及び高伸び特性を備えることが求められる。
ＤＷＴＴ延性破面率は、ラインパイプ用鋼材が低温で安全に用いられるための脆性破壊停止特性を備えるか否かを判断するための一種の指標である。一般に、寒冷地域に提供されるラインパイプは、パイプの状態で、－２０℃基準のＤＷＴＴ延性破面率が８５％以上の水準で備えられることが求められる。パイプの状態で－２０℃基準のＤＷＴＴ延性破面率を８５％以上確保するためには、パイプの製作に提供される鋼板のＤＷＴＴ延性破面率が、－３０℃基準で８５％以上の水準を満たす必要がある 。
ＤＷＴＴ延性破面率は、ラインパイプ用鋼材が低温で安全に用いられるための脆性破壊停止特性を備えるか否かを判断するための一種の指標である。一般に、寒冷地域に提供されるラインパイプは、パイプの状態で、－２０℃基準のＤＷＴＴ延性破面率が８５％以上の水準で備えられることが求められる。パイプの状態で－２０℃基準のＤＷＴＴ延性破面率を８５％以上確保するためには、パイプの製作に提供される鋼板のＤＷＴＴ延性破面率が、－３０℃基準で８５％以上の水準を満たす必要がある 。
一般に、ＤＷＴＴ延性破面率は、鋼板の有効結晶粒度と深い連関性を有することで知られている。有効結晶粒度は、高傾角粒界を有する結晶粒のサイズにより定義され、有効結晶粒度が微細化するほど、割れの伝播抵抗性が増加するようになる。これは、割れが開始して伝播される際に、有効結晶粒界で割れの進展経路が変更されるためである。
有効結晶粒度を微細化するために、圧延直後に加速冷却を行う方法が広く用いられている。圧延直後の加速冷却により、針状フェライトとベイナイトの混合組織を実現することができる。しかし、通常の加速冷却により形成された微細組織は、結晶粒内に炭素（Ｃ）が過飽和されているため、高い硬度を有するようになる。これにより、一様伸び９％未満及び全伸び２０％未満の水準の劣った延性を示す。そのため、造管時における成形性が低くなり、外部変形の印加時に局所的な応力集中が発生しやすいため、パイプの安定性を大きく低下させるという問題が存在する。
有効結晶粒度を微細化するために、圧延直後に加速冷却を行う方法が広く用いられている。圧延直後の加速冷却により、針状フェライトとベイナイトの混合組織を実現することができる。しかし、通常の加速冷却により形成された微細組織は、結晶粒内に炭素（Ｃ）が過飽和されているため、高い硬度を有するようになる。これにより、一様伸び９％未満及び全伸び２０％未満の水準の劣った延性を示す。そのため、造管時における成形性が低くなり、外部変形の印加時に局所的な応力集中が発生しやすいため、パイプの安定性を大きく低下させるという問題が存在する。
したがって、ラインパイプ用鋼板を製造するにあたり、加速冷却により製造された鋼板の伸びの劣化を改善し、低温破壊靭性に優れながらも、９％以上の一様伸び及び２８％以上の全伸びを備えて、優れた延性を有するラインパイプ用鋼板の製造方法が求められている状況である。
従来にも、伸びと低温破壊靭性に優れた鋼板に関する研究は存在した。これと係り、特許文献１は、ニッケル（Ｎｉ）、ニオブ（Ｎｂ）、及びモリブデン（Ｍｏ）を含有する鋼材を６５％以上の圧下量で未再結晶域圧延し、１５～３０℃／の冷却速度でＢｓ温度まで第１冷却し、３０～６０℃／の冷却速度で３５０～５００℃の温度範囲で第２冷却することで、面積分率で３０～６０％の等軸フェライト及び４０～７０％のベイナイト混合組織を微細組織として含む鋼材を製造する方法を提案している。
従来にも、伸びと低温破壊靭性に優れた鋼板に関する研究は存在した。これと係り、特許文献１は、ニッケル（Ｎｉ）、ニオブ（Ｎｂ）、及びモリブデン（Ｍｏ）を含有する鋼材を６５％以上の圧下量で未再結晶域圧延し、１５～３０℃／の冷却速度でＢｓ温度まで第１冷却し、３０～６０℃／の冷却速度で３５０～５００℃の温度範囲で第２冷却することで、面積分率で３０～６０％の等軸フェライト及び４０～７０％のベイナイト混合組織を微細組織として含む鋼材を製造する方法を提案している。
しかし、特許文献１は、厚さ２０ｍｍ以上の鋼板に対して低温圧延を行うものであって、厚さ２０ｍｍ未満の鋼板に対して当該工程条件を適用するには、技術的困難が存在する。これは、厚さ２０ｍｍ未満の鋼板は、低温圧延を行った後に鋼板が急激に冷却されるため、鋼板の全長方向、特に、鋼板の後段部で、目的の低温破壊靭性、強度、及び伸びを確保することが困難であるためである。
本発明の一側面によると、低温靭性に優れた高強度鋼板及びその製造方法を提供することをその目的とする。
本発明の課題は、上述の内容に限定されない。通常の技術者であれば、本明細書の全体的な内容から本発明の付加的な課題を理解するのに何ら困難さがないのであろう。
本発明の課題は、上述の内容に限定されない。通常の技術者であれば、本明細書の全体的な内容から本発明の付加的な課題を理解するのに何ら困難さがないのであろう。
本発明の一側面による破壊靭性及び伸びに優れた高強度鋼板は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．０５～０．１％、シリコン（Ｓｉ）：０．０５～０．５％、マンガン（Ｍｎ）：１．４～２．０％、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１～０．０５％、チタン（Ｔｉ）：０．００５～０．０２％、窒素（Ｎ）：０．００２～０．０１％、ニオブ（Ｎｂ）：０．０４～０．０７％、クロム（Ｃｒ）：０．０５～０．３％、ニッケル（Ｎｉ）：０．０５～０．４％、リン（Ｐ）：０．０２％以下、硫黄（Ｓ）：０．００５％以下、カルシウム（Ｃａ）：０．０００５～０．００４％、残部は鉄（Ｆｅ）及び不可避不純物からなり、２０～６０面積％のフェライト及びベイナイトを微細組織として含み、鋼板の中心部において、１５度基準の高傾角結晶粒度の上位８０％の結晶粒サイズが７０μｍ以下であることができる。
上記鋼板は、０．３重量％以下のモリブデン（Ｍｏ）をさらに含むことができる。
上記ベイナイトの分率は３５～７５面積％であることができる。
上記鋼板の微細組織は、５面積％以下の島状マルテンサイトをさらに含むことができる。
上記鋼板の降伏強度は４８５ＭＰａ以上であることができる。
上記ベイナイトの分率は３５～７５面積％であることができる。
上記鋼板の微細組織は、５面積％以下の島状マルテンサイトをさらに含むことができる。
上記鋼板の降伏強度は４８５ＭＰａ以上であることができる。
上記鋼板の全伸びは２８％以上であり、上記鋼板の圧延直角方向に対する一様伸びは９％以上であることができる。
上記鋼板の圧延直角方向に対する－３０℃でのＤＷＴＴ延性破面率が８５％以上であることができる。
上記鋼板の厚さは２０ｍｍ未満であることができる。
上記鋼板の圧延直角方向に対する－３０℃でのＤＷＴＴ延性破面率が８５％以上であることができる。
上記鋼板の厚さは２０ｍｍ未満であることができる。
本発明の一側面による低温破壊靭性及び伸びに優れた高強度鋼板は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．０５～０．１％、シリコン（Ｓｉ）：０．０５～０．５％、マンガン（Ｍｎ）：１．４～２．０％、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１～０．０５％、チタン（Ｔｉ）：０．００５～０．０２％、窒素（Ｎ）：０．００２～０．０１％、ニオブ（Ｎｂ）：０．０４～０．０７％、クロム（Ｃｒ）：０．０５～０．３％、ニッケル（Ｎｉ）：０．０５～０．４％、リン（Ｐ）：０．０２％以下、硫黄（Ｓ）：０．００５％以下、カルシウム（Ｃａ）：０．０００５～０．００４％、残部は鉄（Ｆｅ）及び不可避不純物からなるスラブを再加熱し、上記スラブを保持及び取り出し、上記保持及び取り出されたスラブをＴｎｒ以上の温度範囲で再結晶域圧延し、上記再結晶域圧延された圧延材を３０％以上の総圧下率で未再結晶域圧延し、上記未再結晶域圧延された鋼板を（Ｂｓ－８０℃）～Ｂｓの温度範囲まで冷却することで製造し、上記未再結晶域圧延は、Ｔｎｒ以下の温度範囲で開始され、（Ａｒ３＋１００℃）以上の温度範囲で終了されることができる。
上記スラブは、０．３重量％以下のモリブデン（Ｍｏ）をさらに含むことができる。
上記スラブの再加熱の温度範囲は１１４０～１２００℃であることができる。
上記スラブの保持及び取出の温度範囲は１１４０～１２００℃であることができる。
上記スラブの再加熱の温度範囲は１１４０～１２００℃であることができる。
上記スラブの保持及び取出の温度範囲は１１４０～１２００℃であることができる。
上記再結晶域圧延は複数のパスで行い、上記各パスの平均圧下率は１０％以上であることができる。
上記再結晶域圧延された圧延材は、空冷によりＴｎｒ以下の温度範囲まで冷却することができる。
上記未再結晶域圧延された鋼板は、１０～５０℃／ｓの冷却速度で冷却することができる。
上記再結晶域圧延された圧延材は、空冷によりＴｎｒ以下の温度範囲まで冷却することができる。
上記未再結晶域圧延された鋼板は、１０～５０℃／ｓの冷却速度で冷却することができる。
上記未再結晶域圧延された鋼板の冷却は、（Ａｒ３＋３０℃）以上の温度範囲で開始されることができる。
上記鋼板の厚さは２０ｍｍ未満であることができる。
上記課題の解決手段は、本発明の特徴を全て挙げたものではなく、本発明の様々な特徴とそれによる利点及び効果は、下記の具体的な実施形態を参照してより詳細に理解される。
上記鋼板の厚さは２０ｍｍ未満であることができる。
上記課題の解決手段は、本発明の特徴を全て挙げたものではなく、本発明の様々な特徴とそれによる利点及び効果は、下記の具体的な実施形態を参照してより詳細に理解される。
本発明の一側面によると、高強度特性を有し、且つ低温破壊靭性及び伸びに優れるため、ラインパイプ用素材として特に好適な鋼板及びその製造方法が提供されることができる。
本発明は、低温破壊靭性及び伸びに優れた高強度鋼板及びその製造方法に関し、以下では、本発明の好ましい実施形態を説明する。本発明の実施形態は様々な形態に変形可能であり、本発明の範囲が下記で説明される実施形態に限定されると解釈されてはならない。本実施形態は、当該発明が属する技術分野において通常の知識を有する者に本発明をより詳細にするために提供されるものである。
以下、本発明の鋼の組成についてより詳細に説明する。以下、別に表示しない限り、各元素の含量を示す％は重量を基準とする。
本発明の一側面による低温破壊靭性及び伸びに優れた高強度鋼板は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．０５～０．１％、シリコン（Ｓｉ）：０．０５～０．５％、マンガン（Ｍｎ）：１．４～２．０％、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１～０．０５％、チタン（Ｔｉ）：０．００５～０．０２％、窒素（Ｎ）：０．００２～０．０１％、ニオブ（Ｎｂ）：０．０４～０．０７％、クロム（Ｃｒ）：０．０５～０．３％、ニッケル（Ｎｉ）：０．０５～０．４％、リン（Ｐ）：０．０２％以下、硫黄（Ｓ）：０．００５％以下、カルシウム（Ｃａ）：０．０００５～０．００４％、残部は鉄（Ｆｅ）及び不可避不純物からなる。
また、本発明の一側面による低温破壊靭性及び伸びに優れた鋼板は、重量％で、モリブデン（Ｍｏ）：０．３％以下をさらに含むことができる。
本発明の一側面による低温破壊靭性及び伸びに優れた高強度鋼板は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．０５～０．１％、シリコン（Ｓｉ）：０．０５～０．５％、マンガン（Ｍｎ）：１．４～２．０％、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１～０．０５％、チタン（Ｔｉ）：０．００５～０．０２％、窒素（Ｎ）：０．００２～０．０１％、ニオブ（Ｎｂ）：０．０４～０．０７％、クロム（Ｃｒ）：０．０５～０．３％、ニッケル（Ｎｉ）：０．０５～０．４％、リン（Ｐ）：０．０２％以下、硫黄（Ｓ）：０．００５％以下、カルシウム（Ｃａ）：０．０００５～０．００４％、残部は鉄（Ｆｅ）及び不可避不純物からなる。
また、本発明の一側面による低温破壊靭性及び伸びに優れた鋼板は、重量％で、モリブデン（Ｍｏ）：０．３％以下をさらに含むことができる。
炭素（Ｃ）：０．０５～０．１％
炭素（Ｃ）は、鋼の強度向上に最も効果的な元素である。また、炭素（Ｃ）の添加量が一定水準以下である場合、鋼の強度を確保するために、モリブデン（Ｍｏ）及びニッケル（Ｎｉ）などのような高価の合金元素が多量添加される必要があるため、経済的な点から好ましくない。本発明では、このような効果を達成するために、炭素（Ｃ）の含量の下限を０．０５％に制限することができる。しかし、炭素（Ｃ）が過量添加される場合、鋼の溶接性、成形性、及び靭性などの点から好ましくないため、本発明では、炭素（Ｃ）の含量の上限を０．１％に制限することができる。したがって、本発明の炭素（Ｃ）の含量は０．０５～０．１％の範囲であることができ、より好ましい炭素（Ｃ）の含量の範囲は０．０５～０．０９５％の範囲であることができる。
炭素（Ｃ）は、鋼の強度向上に最も効果的な元素である。また、炭素（Ｃ）の添加量が一定水準以下である場合、鋼の強度を確保するために、モリブデン（Ｍｏ）及びニッケル（Ｎｉ）などのような高価の合金元素が多量添加される必要があるため、経済的な点から好ましくない。本発明では、このような効果を達成するために、炭素（Ｃ）の含量の下限を０．０５％に制限することができる。しかし、炭素（Ｃ）が過量添加される場合、鋼の溶接性、成形性、及び靭性などの点から好ましくないため、本発明では、炭素（Ｃ）の含量の上限を０．１％に制限することができる。したがって、本発明の炭素（Ｃ）の含量は０．０５～０．１％の範囲であることができ、より好ましい炭素（Ｃ）の含量の範囲は０．０５～０．０９５％の範囲であることができる。
シリコン（Ｓｉ）：０．０５～０．５％
シリコン（Ｓｉ）は、溶鋼の脱酸に有用な元素であり、固溶強化により鋼の強度向上に寄与する元素でもある。本発明では、このような効果を達成するために、シリコン（Ｓｉ）の含量の下限を０．０５％に制限することができる。より好ましいシリコン（Ｓｉ）の含量の下限は０．１％であることができる。しかし、シリコン（Ｓｉ）は強酸化性の元素であるため、シリコン（Ｓｉ）の含量の上限を一定範囲に制限することが好ましい。すなわち、シリコン（Ｓｉ）が過量添加される場合、熱間圧延時に赤スケールの形成を誘発し、表面品質の点から好ましくなく、溶接部の靭性にも好ましくない影響を与えるようになる。したがって、本発明では、シリコン（Ｓｉ）の含量の上限を０．５％に制限することができる。より好ましいシリコン（Ｓｉ）の含量の上限は０．４％であることができる。
シリコン（Ｓｉ）は、溶鋼の脱酸に有用な元素であり、固溶強化により鋼の強度向上に寄与する元素でもある。本発明では、このような効果を達成するために、シリコン（Ｓｉ）の含量の下限を０．０５％に制限することができる。より好ましいシリコン（Ｓｉ）の含量の下限は０．１％であることができる。しかし、シリコン（Ｓｉ）は強酸化性の元素であるため、シリコン（Ｓｉ）の含量の上限を一定範囲に制限することが好ましい。すなわち、シリコン（Ｓｉ）が過量添加される場合、熱間圧延時に赤スケールの形成を誘発し、表面品質の点から好ましくなく、溶接部の靭性にも好ましくない影響を与えるようになる。したがって、本発明では、シリコン（Ｓｉ）の含量の上限を０．５％に制限することができる。より好ましいシリコン（Ｓｉ）の含量の上限は０．４％であることができる。
マンガン（Ｍｎ）：１．４～２．０％
マンガン（Ｍｎ）は、鋼の固溶強化に効果的な元素である。本発明では、鋼の高強度特性を確保するために、マンガン（Ｍｎ）の含量の下限を１．４％に制限することができる。しかし、マンガン（Ｍｎ）が過量添加される場合、製鋼工程におけるスラブの鋳造時に、厚さ中心部に偏析部が広い範囲にわたって形成される可能性があり、最終製品の溶接性の点から好ましくない。したがって、本発明では、マンガン（Ｍｎ）の含量の上限を２．０％に制限することができる。より好ましいマンガン（Ｍｎ）の含量の上限は１．８％であることができる。
マンガン（Ｍｎ）は、鋼の固溶強化に効果的な元素である。本発明では、鋼の高強度特性を確保するために、マンガン（Ｍｎ）の含量の下限を１．４％に制限することができる。しかし、マンガン（Ｍｎ）が過量添加される場合、製鋼工程におけるスラブの鋳造時に、厚さ中心部に偏析部が広い範囲にわたって形成される可能性があり、最終製品の溶接性の点から好ましくない。したがって、本発明では、マンガン（Ｍｎ）の含量の上限を２．０％に制限することができる。より好ましいマンガン（Ｍｎ）の含量の上限は１．８％であることができる。
アルミニウム（Ａｌ）：０．０１～０．０５％
アルミニウム（Ａｌ）は、シリコン（Ｓｉ）とともに脱酸剤として添加される代表的な元素である。また、アルミニウム（Ａｌ）は、固溶強化により鋼の強度向上に寄与する元素でもある。本発明では、このような効果を達成するために、アルミニウム（Ａｌ）の含量の下限を０．０１％に制限することができる。より好ましいアルミニウム（Ａｌ）の含量の下限は０．０１５％であることができる。しかし、アルミニウム（Ａｌ）が過多添加される場合、衝撃靭性の点から好ましくない。したがって、本発明では、アルミニウムの含量の上限を０．０５％に制限することができる。より好ましいアルミニウム（Ａｌ）の含量の上限は０．０４％であることができる。
アルミニウム（Ａｌ）は、シリコン（Ｓｉ）とともに脱酸剤として添加される代表的な元素である。また、アルミニウム（Ａｌ）は、固溶強化により鋼の強度向上に寄与する元素でもある。本発明では、このような効果を達成するために、アルミニウム（Ａｌ）の含量の下限を０．０１％に制限することができる。より好ましいアルミニウム（Ａｌ）の含量の下限は０．０１５％であることができる。しかし、アルミニウム（Ａｌ）が過多添加される場合、衝撃靭性の点から好ましくない。したがって、本発明では、アルミニウムの含量の上限を０．０５％に制限することができる。より好ましいアルミニウム（Ａｌ）の含量の上限は０．０４％であることができる。
チタン（Ｔｉ）：０．００５～０．０２％
チタン（Ｔｉ）は、鋼の凝固過程でＴｉＮ析出物を形成し、スラブの加熱及び熱間圧延過程でオーステナイト結晶粒の成長を抑えることにより、最終組織の粒度を微細化させる元素である。本発明では、最終組織の微細化による鋼の靭性向上の効果を達成するために、チタン（Ｔｉ）の含量の下限を０．００５％に制限することができる。より好ましいチタン（Ｔｉ）の含量は０．００８％であることができる。しかし、チタン（Ｔｉ）が過多添加される場合、スラブの加熱時に粗大なＴｉＮが析出され、却って最終組織の微細化に適しない。したがって、本発明では、チタン（Ｔｉ）の含量の上限を０．０２％に制限することができる。より好ましいチタン（Ｔｉ）の含量の上限は０．０１８％であることができる。
チタン（Ｔｉ）は、鋼の凝固過程でＴｉＮ析出物を形成し、スラブの加熱及び熱間圧延過程でオーステナイト結晶粒の成長を抑えることにより、最終組織の粒度を微細化させる元素である。本発明では、最終組織の微細化による鋼の靭性向上の効果を達成するために、チタン（Ｔｉ）の含量の下限を０．００５％に制限することができる。より好ましいチタン（Ｔｉ）の含量は０．００８％であることができる。しかし、チタン（Ｔｉ）が過多添加される場合、スラブの加熱時に粗大なＴｉＮが析出され、却って最終組織の微細化に適しない。したがって、本発明では、チタン（Ｔｉ）の含量の上限を０．０２％に制限することができる。より好ましいチタン（Ｔｉ）の含量の上限は０．０１８％であることができる。
窒素（Ｎ）：０．００２～０．０１％
窒素（Ｎ）は、鋼中に固溶されてから析出され、鋼の強度を増加させる役割を果たし、このような強度向上の効果は、炭素（Ｃ）よりも顕著に大きいと知られている。また、本発明では、チタン（Ｔｉ）と窒素（Ｎ）の反応によりＴｉＮを形成し、再加熱過程での結晶粒の成長を抑えるために、窒素（Ｎ）の含量の下限を０．００２％に制限することができる。しかし、窒素（Ｎ）が過多添加される場合、窒素（Ｎ）が、ＴｉＮ析出物の形態ではなく固溶窒素（Ｎ）の形態で存在し、鋼の靭性が著しく低下する可能性がある。したがって、本発明では、窒素（Ｎ）の含量の上限を０．０１％に制限することができる。好ましい窒素（Ｎ）の含量の上限は０．００６％であり、より好ましい窒素（Ｎ）の含量の上限は０．００５％であることができる。
窒素（Ｎ）は、鋼中に固溶されてから析出され、鋼の強度を増加させる役割を果たし、このような強度向上の効果は、炭素（Ｃ）よりも顕著に大きいと知られている。また、本発明では、チタン（Ｔｉ）と窒素（Ｎ）の反応によりＴｉＮを形成し、再加熱過程での結晶粒の成長を抑えるために、窒素（Ｎ）の含量の下限を０．００２％に制限することができる。しかし、窒素（Ｎ）が過多添加される場合、窒素（Ｎ）が、ＴｉＮ析出物の形態ではなく固溶窒素（Ｎ）の形態で存在し、鋼の靭性が著しく低下する可能性がある。したがって、本発明では、窒素（Ｎ）の含量の上限を０．０１％に制限することができる。好ましい窒素（Ｎ）の含量の上限は０．００６％であり、より好ましい窒素（Ｎ）の含量の上限は０．００５％であることができる。
ニオブ（Ｎｂ）：０．０４～０．０７％
ニオブ（Ｎｂ）は、結晶粒の微細化に非常に有用な元素であるとともに、高強度組織である針状フェライトまたはベイナイトの形成を促進し、鋼の強度向上に大きく寄与する元素でもある。また、本発明で対象とする厚さ２０ｍｍ未満の鋼板では高温圧延が不可避であるため、未再結晶温度の上昇において効果が最も大きいニオブ（Ｎｂ）が一定含量以上添加される必要がある。したがって、本発明では、ニオブ（Ｎｂ）の含量の下限を０．０４％に制限することができる。しかし、ニオブ（Ｎｂ）が過多添加される場合、鋼の溶接性が低下する可能性がある。したがって、本発明では、ニオブ（Ｎｂ）の含量の上限を０．０７％に制限することができる。好ましいニオブ（Ｎｂ）の含量の上限は０．０６％であることができる。
ニオブ（Ｎｂ）は、結晶粒の微細化に非常に有用な元素であるとともに、高強度組織である針状フェライトまたはベイナイトの形成を促進し、鋼の強度向上に大きく寄与する元素でもある。また、本発明で対象とする厚さ２０ｍｍ未満の鋼板では高温圧延が不可避であるため、未再結晶温度の上昇において効果が最も大きいニオブ（Ｎｂ）が一定含量以上添加される必要がある。したがって、本発明では、ニオブ（Ｎｂ）の含量の下限を０．０４％に制限することができる。しかし、ニオブ（Ｎｂ）が過多添加される場合、鋼の溶接性が低下する可能性がある。したがって、本発明では、ニオブ（Ｎｂ）の含量の上限を０．０７％に制限することができる。好ましいニオブ（Ｎｂ）の含量の上限は０．０６％であることができる。
クロム（Ｃｒ）：０．０５～０．３％
クロム（Ｃｒ）は、焼入れ性を向上させる元素であって、鋼の強度向上に有効な元素である。また、クロム（Ｃｒ）は、加速冷却時に島状マルテンサイト／オーステナイト（ＭＡ）の形成を助長し、一様伸びの向上に寄与する元素でもある。本発明では、このような効果を達成するために、クロム（Ｃｒ）の含量の下限を０．０５％に制限することができる。より好ましいクロム（Ｃｒ）の含量の下限は０．０８％であることができる。しかし、クロム（Ｃｒ）が過多添加される場合、溶接性の低下を誘発する可能性がある。したがって、本発明では、クロム（Ｃｒ）の含量の上限を０．３％に制限することができる。好ましいクロム（Ｃｒ）の含量の上限は０．２５％であり、より好ましいクロム（Ｃｒ）の含量の上限は０．２％であることができる。
クロム（Ｃｒ）は、焼入れ性を向上させる元素であって、鋼の強度向上に有効な元素である。また、クロム（Ｃｒ）は、加速冷却時に島状マルテンサイト／オーステナイト（ＭＡ）の形成を助長し、一様伸びの向上に寄与する元素でもある。本発明では、このような効果を達成するために、クロム（Ｃｒ）の含量の下限を０．０５％に制限することができる。より好ましいクロム（Ｃｒ）の含量の下限は０．０８％であることができる。しかし、クロム（Ｃｒ）が過多添加される場合、溶接性の低下を誘発する可能性がある。したがって、本発明では、クロム（Ｃｒ）の含量の上限を０．３％に制限することができる。好ましいクロム（Ｃｒ）の含量の上限は０．２５％であり、より好ましいクロム（Ｃｒ）の含量の上限は０．２％であることができる。
ニッケル（Ｎｉ）：０．０５～０．４％
ニッケル（Ｎｉ）は、鋼の靭性及び強度の向上に効果的に寄与する元素である。本発明では、このような効果を達成するために、ニッケル（Ｎｉ）の含量の下限を０．０５％に制限することができる。しかし、ニッケル（Ｎｉ）は高価の元素であって、ニッケル（Ｎｉ）の過多添加は経済性の点から好ましくない。したがって、本発明では、ニッケル（Ｎｉ）の含量の上限を０．４％に制限することができる。好ましいニッケル（Ｎｉ）の含量の上限は０．３％であり、より好ましいニッケル（Ｎｉ）の含量の上限は０．２５％であることができる。
ニッケル（Ｎｉ）は、鋼の靭性及び強度の向上に効果的に寄与する元素である。本発明では、このような効果を達成するために、ニッケル（Ｎｉ）の含量の下限を０．０５％に制限することができる。しかし、ニッケル（Ｎｉ）は高価の元素であって、ニッケル（Ｎｉ）の過多添加は経済性の点から好ましくない。したがって、本発明では、ニッケル（Ｎｉ）の含量の上限を０．４％に制限することができる。好ましいニッケル（Ｎｉ）の含量の上限は０．３％であり、より好ましいニッケル（Ｎｉ）の含量の上限は０．２５％であることができる。
リン（Ｐ）：０．０２％以下
リン（Ｐ）は、鋼中に存在する代表的な不純物元素であり、主に、鋼板の中心部に偏析されて鋼の靭性低下を誘発するため、できる限り低い水準に管理することが好ましい。しかし、鋼中からリン（Ｐ）を完全に除去するには、製鋼工程上、過多なコストと時間がかかって経済的な点から好ましくない。したがって、本発明では、リン（Ｐ）の含量を０．０２％以下に制限することができる。より好ましいリン（Ｐ）の含量は０．０１５％以下であることができる。
リン（Ｐ）は、鋼中に存在する代表的な不純物元素であり、主に、鋼板の中心部に偏析されて鋼の靭性低下を誘発するため、できる限り低い水準に管理することが好ましい。しかし、鋼中からリン（Ｐ）を完全に除去するには、製鋼工程上、過多なコストと時間がかかって経済的な点から好ましくない。したがって、本発明では、リン（Ｐ）の含量を０．０２％以下に制限することができる。より好ましいリン（Ｐ）の含量は０．０１５％以下であることができる。
硫黄（Ｓ）：０．００５％以下
硫黄（Ｓ）も鋼中に存在する代表的な不純物元素であって、鋼中のマンガン（Ｍｎ）などと結合してＭｎＳなどの非金属介在物を形成することにより、鋼の靭性及び強度を大きく損傷させる元素であるため、できる限り低い水準に管理することが好ましい。しかし、鋼中から硫黄（Ｓ）を完全に除去するには、製鋼工程上、過多なコストと時間がかかって経済的な点から好ましくない。したがって、本発明では、硫黄（Ｓ）の含量を０．００５％以下に制限することができる。より好ましい硫黄（Ｓ）の含量は０．００３％以下であることができる。
硫黄（Ｓ）も鋼中に存在する代表的な不純物元素であって、鋼中のマンガン（Ｍｎ）などと結合してＭｎＳなどの非金属介在物を形成することにより、鋼の靭性及び強度を大きく損傷させる元素であるため、できる限り低い水準に管理することが好ましい。しかし、鋼中から硫黄（Ｓ）を完全に除去するには、製鋼工程上、過多なコストと時間がかかって経済的な点から好ましくない。したがって、本発明では、硫黄（Ｓ）の含量を０．００５％以下に制限することができる。より好ましい硫黄（Ｓ）の含量は０．００３％以下であることができる。
カルシウム（Ｃａ）：０．０００５～０．００４％
カルシウム（Ｃａ）は、ＭｎＳなどの非金属介在物を球状化させ、非金属介在物の周辺における割れの生成を抑えるのに効果的な元素である。本発明では、このような効果を達成するために、カルシウム（Ｃａ）の含量の下限を０．０００５％に制限することができる。しかし、カルシウム（Ｃａ）が過多添加される場合、ＣａＯ系介在物が多量形成され、衝撃靭性の低下を誘発する。したがって、本発明では、カルシウム（Ｃａ）の含量の上限を０．００４％に制限することができる。好ましいカルシウム（Ｃａ）の含量の上限は０．００２％であることができる。
カルシウム（Ｃａ）は、ＭｎＳなどの非金属介在物を球状化させ、非金属介在物の周辺における割れの生成を抑えるのに効果的な元素である。本発明では、このような効果を達成するために、カルシウム（Ｃａ）の含量の下限を０．０００５％に制限することができる。しかし、カルシウム（Ｃａ）が過多添加される場合、ＣａＯ系介在物が多量形成され、衝撃靭性の低下を誘発する。したがって、本発明では、カルシウム（Ｃａ）の含量の上限を０．００４％に制限することができる。好ましいカルシウム（Ｃａ）の含量の上限は０．００２％であることができる。
モリブデン（Ｍｏ）：０．３％以下
モリブデン（Ｍｏ）は、低温変態組織であるベイナイトの生成を助長し、高強度と高靭性の特性を同時に確保するのに効果的な元素である。したがって、本発明では、このような効果を達成するために、モリブデン（Ｍｏ）を選択的に添加することができる。しかし、モリブデン（Ｍｏ）は高価の元素であって、過量添加する場合、経済的な点から好ましくない。したがって、本発明では、モリブデン（Ｍｏ）の含量の上限を０．３％に制限することができる。
モリブデン（Ｍｏ）は、低温変態組織であるベイナイトの生成を助長し、高強度と高靭性の特性を同時に確保するのに効果的な元素である。したがって、本発明では、このような効果を達成するために、モリブデン（Ｍｏ）を選択的に添加することができる。しかし、モリブデン（Ｍｏ）は高価の元素であって、過量添加する場合、経済的な点から好ましくない。したがって、本発明では、モリブデン（Ｍｏ）の含量の上限を０．３％に制限することができる。
本発明は、上述の鋼の組成以外に、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含むことができる。不可避不純物は、通常の鉄鋼の製造工程で不意に混入され得るものであるため、これを全面的に排除することはできない。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できる。また、本発明は、上述の鋼の組成以外の他の組成の添加を全面的に排除するのではない。
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鋼板は、フェライト及びベイナイトを微細組織として含み、これに加えて、島状マルテンサイトをさらに含むことができる。フェライト及びベイナイトの分率はそれぞれ２０～６０面積％及び３５～７５面積％であることができ、島状マルテンサイトの分率は５面積％以下であることができる。
本発明には、微細な高傾角粒界を有するフェライトが２０面積％以上含まれるため、低温ＤＷＴＴ特性を効果的に確保することができる。また、本発明は、フェライトを６０面積％以下含み、ベイナイトを３５面積％以上含むため、４８５ＭＰａ以上の降伏強度を確保することができる。しかし、本発明では、高傾角粒界が過度に粗大になることを防止するために、ベイナイトの分率を７５面積％以下に制限し、これにより、低温ＤＷＴＴ特性を効果的に確保することができる。尚、島状マルテンサイトは低温ＤＷＴＴ特性に好ましくない影響を与えるため、その分率をできる限り抑えることが好ましい。したがって、本発明では、島状マルテンサイトの分率を５面積％以下に制限することができる。
本発明の一側面による鋼板は、フェライト及びベイナイトを微細組織として含み、これに加えて、島状マルテンサイトをさらに含むことができる。フェライト及びベイナイトの分率はそれぞれ２０～６０面積％及び３５～７５面積％であることができ、島状マルテンサイトの分率は５面積％以下であることができる。
本発明には、微細な高傾角粒界を有するフェライトが２０面積％以上含まれるため、低温ＤＷＴＴ特性を効果的に確保することができる。また、本発明は、フェライトを６０面積％以下含み、ベイナイトを３５面積％以上含むため、４８５ＭＰａ以上の降伏強度を確保することができる。しかし、本発明では、高傾角粒界が過度に粗大になることを防止するために、ベイナイトの分率を７５面積％以下に制限し、これにより、低温ＤＷＴＴ特性を効果的に確保することができる。尚、島状マルテンサイトは低温ＤＷＴＴ特性に好ましくない影響を与えるため、その分率をできる限り抑えることが好ましい。したがって、本発明では、島状マルテンサイトの分率を５面積％以下に制限することができる。
また、本発明の一側面による鋼板は、鋼板の中心部において、１５度基準の高傾角結晶粒度の上位８０％の結晶粒サイズが７０μｍ以下であることができる。すなわち、本発明は、高傾角結晶粒度を微細化して有効結晶粒度を微細化することができ、これにより、低温ＤＷＴＴ特性を効果的に確保することができる。ここで、鋼板の中心部は、ｔ／２地点を含む領域であると解釈されることができ、ｔ／４～３＊ｔ／４地点の領域であると解釈されてもよい（ｔ：鋼板の厚さ、ｍｍ）。
本発明の一側面による鋼板は、２０ｍｍ未満の厚さを有することができ、より好ましい鋼板の厚さは１６ｍｍ以下であることができる。また、本発明の一側面による鋼板は、４８５ＭＰａ以上の降伏強度、２８％以上の全伸び、及び９％以上の圧延直角方向に対する一様伸びを有することができ、鋼板の圧延直角方向に対する－３０℃でのＤＷＴＴ延性破面率が８５％以上であることができる。したがって、本発明は、２０ｍｍ未満の厚さを有しながらも、強度、低温破壊靭性、及び伸びを効果的に確保し、ラインパイプ用素材として特に好適な鋼板を提供することができる。
以下、本発明の製造方法についてより詳細に説明する。
本発明の一側面による低温破壊靭性及び伸びに優れた高強度鋼板は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．０５～０．１％、シリコン（Ｓｉ）：０．０５～０．５％、マンガン（Ｍｎ）：１．４～２．０％、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１～０．０５％、チタン（Ｔｉ）：０．００５～０．０２％、窒素（Ｎ）：０．００２～０．０１％、ニオブ（Ｎｂ）：０．０４～０．０７％、クロム（Ｃｒ）：０．０５～０．３％、ニッケル（Ｎｉ）：０．０５～０．４％、リン（Ｐ）：０．０２％以下、硫黄（Ｓ）：０．００５％以下、カルシウム（Ｃａ）：０．０００５～０．００４％、残部は鉄（Ｆｅ）及び不可避不純物からなるスラブを再加熱し、上記スラブを保持及び取り出し、上記保持及び取り出されたスラブをＴｎｒ以上の温度範囲で再結晶域圧延し、上記再結晶域圧延された圧延材を３０％以上の総圧下率で未再結晶域圧延し、上記未再結晶域圧延された鋼板を（Ｂｓ－８０℃）～Ｂｓの温度範囲まで冷却することで製造されることができる。
本発明の一側面による低温破壊靭性及び伸びに優れた高強度鋼板は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．０５～０．１％、シリコン（Ｓｉ）：０．０５～０．５％、マンガン（Ｍｎ）：１．４～２．０％、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１～０．０５％、チタン（Ｔｉ）：０．００５～０．０２％、窒素（Ｎ）：０．００２～０．０１％、ニオブ（Ｎｂ）：０．０４～０．０７％、クロム（Ｃｒ）：０．０５～０．３％、ニッケル（Ｎｉ）：０．０５～０．４％、リン（Ｐ）：０．０２％以下、硫黄（Ｓ）：０．００５％以下、カルシウム（Ｃａ）：０．０００５～０．００４％、残部は鉄（Ｆｅ）及び不可避不純物からなるスラブを再加熱し、上記スラブを保持及び取り出し、上記保持及び取り出されたスラブをＴｎｒ以上の温度範囲で再結晶域圧延し、上記再結晶域圧延された圧延材を３０％以上の総圧下率で未再結晶域圧延し、上記未再結晶域圧延された鋼板を（Ｂｓ－８０℃）～Ｂｓの温度範囲まで冷却することで製造されることができる。
スラブの再加熱、保持、及び取り出し
本発明のスラブは、前述の鋼板の合金組成と同一の合金組成を有して備えられるため、本発明のスラブの合金組成についての説明は、前述の鋼板合金の組成についての説明で代替する。
スラブの再加熱は、後続の圧延工程を円滑に行い、且つ目的の鋼板の物性を確保するために鋼を加熱する工程である。したがって、目的に応じた適切な温度範囲内で加熱工程を行う必要がある。スラブの再加熱温度の下限は、析出型元素が鋼中に十分に固溶され得る温度であるかを考慮して決定する必要がある。特に、本発明では、高強度特性を確保するためにニオブ（Ｎｂ）を必須に含むため、ニオブ（Ｎｂ）の再固溶温度を考慮して、スラブの再加熱温度の下限を１１４０℃に制限することができる。これに対し、スラブの再加熱温度が過度に高い場合、オーステナイト結晶粒が過度に粗大化し、最終鋼板の結晶粒が過度に増加するという問題が発生する恐れがある。したがって、本発明では、スラブの再加熱温度の上限を１２００℃に制限することができる。
再加熱されたスラブは、必要に応じて、保持及び取り出す段階を経ることができ、スラブの再加熱温度と類似の理由から、スラブの保持及び取出温度は１１４０～１２００℃の温度範囲に制限することができる。
本発明のスラブは、前述の鋼板の合金組成と同一の合金組成を有して備えられるため、本発明のスラブの合金組成についての説明は、前述の鋼板合金の組成についての説明で代替する。
スラブの再加熱は、後続の圧延工程を円滑に行い、且つ目的の鋼板の物性を確保するために鋼を加熱する工程である。したがって、目的に応じた適切な温度範囲内で加熱工程を行う必要がある。スラブの再加熱温度の下限は、析出型元素が鋼中に十分に固溶され得る温度であるかを考慮して決定する必要がある。特に、本発明では、高強度特性を確保するためにニオブ（Ｎｂ）を必須に含むため、ニオブ（Ｎｂ）の再固溶温度を考慮して、スラブの再加熱温度の下限を１１４０℃に制限することができる。これに対し、スラブの再加熱温度が過度に高い場合、オーステナイト結晶粒が過度に粗大化し、最終鋼板の結晶粒が過度に増加するという問題が発生する恐れがある。したがって、本発明では、スラブの再加熱温度の上限を１２００℃に制限することができる。
再加熱されたスラブは、必要に応じて、保持及び取り出す段階を経ることができ、スラブの再加熱温度と類似の理由から、スラブの保持及び取出温度は１１４０～１２００℃の温度範囲に制限することができる。
再結晶域圧延
再結晶域圧延は、Ｔｎｒ以上の温度範囲で行うことができる。本発明において、Ｔｎｒは、オーステナイトの再結晶が起こる温度範囲の下限を意味する。すなわち、再結晶域圧延は、オーステナイトの再結晶域の温度範囲で行うことができる。再結晶域圧延は多パスで行うことができ、各パス当たり１０％以上の平均圧下率で圧延を行うことができる。各パス当たり平均圧下率が１０％未満である場合、再結晶されたオーステナイトの粒度が粗大化し、最終鋼板の靭性低下を誘発する恐れがあるためである。
再結晶域圧延された圧延材は、空冷の冷却条件で、Ｔｎｒ以下の温度範囲まで冷却することができる。すなわち、再結晶域圧延された圧延材に対して、直ちに未再結晶域圧延を行うのではなく、一定時間待機し、空冷により未再結晶域の温度範囲まで冷却することができる。該当区間で圧下力を加えると、部分再結晶が起こることがあり、粗大なオーステナイト粒度に起因した脆性破壊が起こる可能性があるためである。
再結晶域圧延は、Ｔｎｒ以上の温度範囲で行うことができる。本発明において、Ｔｎｒは、オーステナイトの再結晶が起こる温度範囲の下限を意味する。すなわち、再結晶域圧延は、オーステナイトの再結晶域の温度範囲で行うことができる。再結晶域圧延は多パスで行うことができ、各パス当たり１０％以上の平均圧下率で圧延を行うことができる。各パス当たり平均圧下率が１０％未満である場合、再結晶されたオーステナイトの粒度が粗大化し、最終鋼板の靭性低下を誘発する恐れがあるためである。
再結晶域圧延された圧延材は、空冷の冷却条件で、Ｔｎｒ以下の温度範囲まで冷却することができる。すなわち、再結晶域圧延された圧延材に対して、直ちに未再結晶域圧延を行うのではなく、一定時間待機し、空冷により未再結晶域の温度範囲まで冷却することができる。該当区間で圧下力を加えると、部分再結晶が起こることがあり、粗大なオーステナイト粒度に起因した脆性破壊が起こる可能性があるためである。
未再結晶域圧延
再結晶域圧延された圧延材に対して、未再結晶域圧延を行う。未再結晶域圧延の開始温度はＴｎｒ以下であり、未再結晶域圧延の終了温度は（Ａｒ３＋１００℃）であることができる。未再結晶域圧延は、再結晶域圧延により生成されたオーステナイトを長く延伸させ、粒内に変形組織を形成することで、微細なフェライトとベイナイトを得るための工程である。未再結晶域圧延により、鋼板の強度、伸び、及び脆性破壊停止特性を効果的に向上させることができる。
再結晶域圧延された圧延材に対して、未再結晶域圧延を行う。未再結晶域圧延の開始温度はＴｎｒ以下であり、未再結晶域圧延の終了温度は（Ａｒ３＋１００℃）であることができる。未再結晶域圧延は、再結晶域圧延により生成されたオーステナイトを長く延伸させ、粒内に変形組織を形成することで、微細なフェライトとベイナイトを得るための工程である。未再結晶域圧延により、鋼板の強度、伸び、及び脆性破壊停止特性を効果的に向上させることができる。
未再結晶域圧延の終了温度が低いほど、オーステナイトの変形度が増加し、低温破壊靭性の向上に有効であるが、未再結晶域圧延の終了温度が過度に低い場合には、低強度のフェライトが生成されて強度確保に不利である。したがって、本発明では、未再結晶域圧延の終了温度を（Ａｒ３＋５０℃）以上に制限することができる。
また、未再結晶域圧延の圧下量は、鋼材の低温靭性の確保に重要な影響を与える要素である。本発明では、最終鋼材の粒度微細化による低温ＤＷＴＴ延性破面率特性を確保するために、未再結晶域圧延の圧下量を３０％以上に制限することができる。未再結晶域圧延の圧下量が大きいほど、低温靭性の向上に有効であるため、未再結晶域圧延の圧下量の上限は制限しなくてもよい。しかし、未再結晶域圧延の圧下量が一定レベルを超える場合、粒度微細化の効果は飽和されるのに対し、相対的に再結晶域圧下量が減少するため、本発明では、未再結晶域圧延の圧下量を９０％以下に制限することができる。
また、未再結晶域圧延の圧下量は、鋼材の低温靭性の確保に重要な影響を与える要素である。本発明では、最終鋼材の粒度微細化による低温ＤＷＴＴ延性破面率特性を確保するために、未再結晶域圧延の圧下量を３０％以上に制限することができる。未再結晶域圧延の圧下量が大きいほど、低温靭性の向上に有効であるため、未再結晶域圧延の圧下量の上限は制限しなくてもよい。しかし、未再結晶域圧延の圧下量が一定レベルを超える場合、粒度微細化の効果は飽和されるのに対し、相対的に再結晶域圧下量が減少するため、本発明では、未再結晶域圧延の圧下量を９０％以下に制限することができる。
冷却
未再結晶域圧延された鋼板を、（Ａｒ３＋３０℃）以上の冷却開始温度から（Ｂｓ－８０℃）～Ｂｓの冷却停止温度まで冷却することができる。冷却開始温度が過度に低い場合、強度の低いフェライトが多量生産されることにより、鋼板の強度が大きく低下する恐れがある。したがって、本発明では、（Ａｒ３＋３０℃）以上の温度範囲で冷却を開始することができる。
また、本発明の鋼板は、最終厚さが２０ｍｍ未満の水準であるため、（Ｂｓ－８０℃）～Ｂｓの温度範囲で冷却を停止することが、強度及び伸びの点から最も好ましい。冷却停止温度が（Ｂｓ－８０℃）未満である場合、高傾角粒界が粗大に形成され、低傾角粒界を有する針状フェライト及びベイナイトが多量形成され、伸びが低下する可能性があり、冷却停止温度がＢｓを超える場合、ベイナイトの生成量が少なくて鋼板の強度を確保することができないためである。（Ｂｓ－８０℃）～Ｂｓの冷却停止温度まで鋼板を急冷させた後、空冷または放冷により常温まで鋼板を冷却させることができる。
未再結晶域圧延された鋼板を、（Ａｒ３＋３０℃）以上の冷却開始温度から（Ｂｓ－８０℃）～Ｂｓの冷却停止温度まで冷却することができる。冷却開始温度が過度に低い場合、強度の低いフェライトが多量生産されることにより、鋼板の強度が大きく低下する恐れがある。したがって、本発明では、（Ａｒ３＋３０℃）以上の温度範囲で冷却を開始することができる。
また、本発明の鋼板は、最終厚さが２０ｍｍ未満の水準であるため、（Ｂｓ－８０℃）～Ｂｓの温度範囲で冷却を停止することが、強度及び伸びの点から最も好ましい。冷却停止温度が（Ｂｓ－８０℃）未満である場合、高傾角粒界が粗大に形成され、低傾角粒界を有する針状フェライト及びベイナイトが多量形成され、伸びが低下する可能性があり、冷却停止温度がＢｓを超える場合、ベイナイトの生成量が少なくて鋼板の強度を確保することができないためである。（Ｂｓ－８０℃）～Ｂｓの冷却停止温度まで鋼板を急冷させた後、空冷または放冷により常温まで鋼板を冷却させることができる。
また、本発明の冷却は、１０～１００℃／ｓの冷却速度で行うことができる。冷却速度が１０℃／ｓ未満である場合、等軸フェライトの分率が大きく増加し、鋼板の高強度特性を効果的に確保することができないためである。設備条件及び経済的な点から、冷却速度の上限を１００℃／ｓに制限することができ、より好ましい冷却速度の上限は５０℃／ｓであることができる。
以上の製造方法を経て製造された鋼板は、フェライト及びベイナイトを微細組織として含み、これに加えて、島状マルテンサイトをさらに含むことができる。フェライト及びベイナイトの分率はそれぞれ２０～６０面積％及び３５～７５面積％であることができ、島状マルテンサイトの分率は５面積％以下であることができる。また、以上の製造方法を経て製造された鋼板は、鋼板の中心部において、１５度基準の高傾角結晶粒度の上位８０％の結晶粒サイズが７０μｍ以下であることができる。
以上の製造方法を経て製造された鋼板は、フェライト及びベイナイトを微細組織として含み、これに加えて、島状マルテンサイトをさらに含むことができる。フェライト及びベイナイトの分率はそれぞれ２０～６０面積％及び３５～７５面積％であることができ、島状マルテンサイトの分率は５面積％以下であることができる。また、以上の製造方法を経て製造された鋼板は、鋼板の中心部において、１５度基準の高傾角結晶粒度の上位８０％の結晶粒サイズが７０μｍ以下であることができる。
したがって、以上の製造方法を経て製造された鋼板は、２０ｍｍ未満の厚さを有しながらも、４８５ＭＰａ以上の降伏強度、２８％以上の全伸び、及び９％以上の圧延直角方向に対する一様伸びを有することができ、鋼板の圧延直角方向に対する－３０℃でのＤＷＴＴ延性破面率が８５％以上であることができる。したがって、本発明の一側面による製造方法によると、２０ｍｍ未満の厚さを有しながらも、強度、低温破壊靭性、及び伸びを効果的に確保することで、ラインパイプ用素材として特に好適な鋼板を提供することができる。
以下、実施例を挙げて本発明をより詳細に説明する。但し、後述の実施例は、本発明を例示してより詳細に具体化するためのものに過ぎず、本発明の権利範囲を限定するためのものではないということに留意する必要がある。
（実施例）
下記表１の合金組成で備えられる厚さ２５０ｍｍのスラブを製作し、表３の工程条件を適用して、それぞれ厚さ１１ｍｍ、１１．５ｍｍ、及び２２ｍｍの鋼板試験片を製作した。この際、スラブの製作には、通常のスラブの製作に用いられる工程条件を適用し、全ての試験片に対して、Ｔｎｒ以上の温度範囲でパス当たり平均圧下率１０％以上の条件を適用して再結晶域圧延を行った。また、全ての試験片に対して、再結晶域圧延後に未再結晶温度範囲まで空冷を適用した。表２には、表１の各合金組成に基づいてＴｎｒ温度、Ａｒ３温度、及びＢｓ温度を算出して記載した。表２のＴｎｒ温度、Ａｒ３温度、及びＢｓ温度の算出に用いられた計算式は、表２の下に別途記載した。
（実施例）
下記表１の合金組成で備えられる厚さ２５０ｍｍのスラブを製作し、表３の工程条件を適用して、それぞれ厚さ１１ｍｍ、１１．５ｍｍ、及び２２ｍｍの鋼板試験片を製作した。この際、スラブの製作には、通常のスラブの製作に用いられる工程条件を適用し、全ての試験片に対して、Ｔｎｒ以上の温度範囲でパス当たり平均圧下率１０％以上の条件を適用して再結晶域圧延を行った。また、全ての試験片に対して、再結晶域圧延後に未再結晶温度範囲まで空冷を適用した。表２には、表１の各合金組成に基づいてＴｎｒ温度、Ａｒ３温度、及びＢｓ温度を算出して記載した。表２のＴｎｒ温度、Ａｒ３温度、及びＢｓ温度の算出に用いられた計算式は、表２の下に別途記載した。
式１：Ｔｎｒ（℃）＝８８７＋４６４＊［Ｃ］＋６４４５＊［Ｎｂ］－６４４＊［Ｎｂ］（１／２）＋７３２＊［Ｖ］－２３０＊［Ｖ］（１／２）＋８９０＊［Ｔｉ］＋３６３＊［Ａｌ］－３５７＊［Ｓｉ］
式２：Ａｒ３（℃）＝９１０－２７３＊［Ｃ］－７４＊［Ｍｎ］－５７＊［Ｎｉ］－１６＊［Ｃｒ］－９＊［Ｍｏ］－５［Ｃｕ］
式３：Ｂｓ（℃）＝８３０－２７０＊［Ｃ］－９０＊［Ｍｎ］－３７＊［Ｎｉ］－７０＊［Ｃｒ］－８３＊［Ｍｏ］
（上記式１から式３中、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ａｌ］、［Ｔｉ］、［Ｎｂ］、［Ｖ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、及び［Ｃｕ］は、各合金組成の重量％を意味し、該当合金組成が含まれない場合、その値として０を代入して計算する。）
式２：Ａｒ３（℃）＝９１０－２７３＊［Ｃ］－７４＊［Ｍｎ］－５７＊［Ｎｉ］－１６＊［Ｃｒ］－９＊［Ｍｏ］－５［Ｃｕ］
式３：Ｂｓ（℃）＝８３０－２７０＊［Ｃ］－９０＊［Ｍｎ］－３７＊［Ｎｉ］－７０＊［Ｃｒ］－８３＊［Ｍｏ］
（上記式１から式３中、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ａｌ］、［Ｔｉ］、［Ｎｂ］、［Ｖ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、及び［Ｃｕ］は、各合金組成の重量％を意味し、該当合金組成が含まれない場合、その値として０を代入して計算する。）
表３の各試験片に対して、微細組織、降伏強度及び引張強度、伸び、及び－３０℃でのＤＷＴＴ延性破面率を測定し、下記表４に示した。各試験片の微細組織は、光学顕微鏡の組織写真及びＥＢＳＤ粒度分布図を用いて評価した。降伏強度、引張強度、及び伸びは、各試験片に対して常温引張試験を行って評価した。表４に記載の降伏強度及び引張強度はそれぞれ、圧延直角方向に対する測定値を意味する。また、各試験片に対して－３０℃でのＤＷＴＴ試験を行い、引張特性及び延性破面率を評価した。
本発明の合金組成及び工程条件を満たす試験片１～１２は、微細組織として、２０～６０面積％のフェライト、３５～７５面積％のベイナイト、及び５面積％以下の島状マルテンサイトを含み、鋼板の中心部において、１５度基準の高傾角結晶粒度の上位８０％の結晶粒サイズが７０μｍ以下であり、降伏強度４８５ＭＰａ以上、全伸び２８％以上、圧延直角方向に対する一様伸び９％以上、及び圧延直角方向に対する－３０℃でのＤＷＴＴ延性破面率８５％以上を満たすため、極低温環境に提供されるラインパイプ用素材として特に好適な物性を備えることが確認できる。
試験片１３～１５、１７は、本願発明の合金組成を満たすが、本願発明の冷却開始温度または冷却終了温度より低い温度範囲で冷却を行った場合の試験片である。試験片１３～１５、１７は、２０面積％未満のフェライト及び７５面積％超過のベイナイトが形成され、鋼板の中心部において、１５度基準の高傾角結晶粒度の上位８０％の結晶粒サイズが７０μｍを超えるため、一様伸びが９％未満の水準であることが確認できる。
試験片１３～１５、１７は、本願発明の合金組成を満たすが、本願発明の冷却開始温度または冷却終了温度より低い温度範囲で冷却を行った場合の試験片である。試験片１３～１５、１７は、２０面積％未満のフェライト及び７５面積％超過のベイナイトが形成され、鋼板の中心部において、１５度基準の高傾角結晶粒度の上位８０％の結晶粒サイズが７０μｍを超えるため、一様伸びが９％未満の水準であることが確認できる。
試験片１６は、本願発明の合金組成を満たすが、本願発明の未再結晶域圧延の終了温度より低い温度範囲で未再結晶域圧延を行い、本願発明の冷却開始温度より低い温度範囲で冷却を開始し、本願発明の冷却停止温度より高い温度範囲で冷却を終了した場合の試験片である。試験片１６は、６０面積％超過のフェライトが形成され、降伏強度が４８５ＭＰａ未満であることが確認できる。
試験片１８～２１は、本願発明の合金組成及び工程条件を満たさない試験片であり、本願発明で目的とする微細組織及び物性を確保することができないことが確認できる。
試験片２２及び２３は、本願発明の合金組成を満たすが、鋼板の厚さが２０ｍｍを超えてフェライトが過度に形成されたことが確認できる。
試験片１８～２１は、本願発明の合金組成及び工程条件を満たさない試験片であり、本願発明で目的とする微細組織及び物性を確保することができないことが確認できる。
試験片２２及び２３は、本願発明の合金組成を満たすが、鋼板の厚さが２０ｍｍを超えてフェライトが過度に形成されたことが確認できる。
図１は試験片２を光学顕微鏡で観察した写真であり、図２はＥＢＳＤを用いて、試験片２の１５度基準の高傾角粒界結晶粒サイズを測定した結果である。図２のグラフに示されたように、試験片２の高傾角粒界結晶粒の平均サイズは２２．３μｍであり、このうち上位８０％の結晶粒サイズは４０．５μｍであることが確認できる。
図３は試験片１８を光学顕微鏡で観察した写真であり、図４はＥＢＳＤを用いて、試験片１８の１５度基準の高傾角粒界結晶粒サイズを測定した結果である。図４のグラフに示されたように、試験片１８の高傾角粒界結晶粒の平均サイズは３８μｍであり、このうち上位８０％の結晶粒サイズは９３μｍであることが確認できる。
したがって、本発明の一側面によると、２０ｍｍ未満の厚さを有しながらも、４８５ＭＰａ以上の降伏強度、２８％以上の全伸び、９％以上の圧延直角方向に対する一様伸び、及び８５％以上の、鋼板の圧延直角方向に対する－３０℃でのＤＷＴＴ延性破面率を備えるため、ラインパイプ用素材として特に好適な鋼板及びその製造方法を提供することができる。
図３は試験片１８を光学顕微鏡で観察した写真であり、図４はＥＢＳＤを用いて、試験片１８の１５度基準の高傾角粒界結晶粒サイズを測定した結果である。図４のグラフに示されたように、試験片１８の高傾角粒界結晶粒の平均サイズは３８μｍであり、このうち上位８０％の結晶粒サイズは９３μｍであることが確認できる。
したがって、本発明の一側面によると、２０ｍｍ未満の厚さを有しながらも、４８５ＭＰａ以上の降伏強度、２８％以上の全伸び、９％以上の圧延直角方向に対する一様伸び、及び８５％以上の、鋼板の圧延直角方向に対する－３０℃でのＤＷＴＴ延性破面率を備えるため、ラインパイプ用素材として特に好適な鋼板及びその製造方法を提供することができる。
以上、実施形態を参照して本発明について詳細に説明したが、これと異なる形態の実施形態も可能である。したがって、添付の特許請求の範囲の技術的思想と範囲は実施形態に限定されない。
Claims (11)
- 重量％で、炭素（Ｃ）：０．０５～０．１％、シリコン（Ｓｉ）：０．０５～０．５％、マンガン（Ｍｎ）：１．４～２．０％、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１～０．０５％、チタン（Ｔｉ）：０．００５～０．０２％、窒素（Ｎ）：０．００２～０．０１％、ニオブ（Ｎｂ）：０．０４～０．０７％、クロム（Ｃｒ）：０．０５～０．３％、ニッケル（Ｎｉ）：０．０５～０．４％、リン（Ｐ）：０．０２％以下、硫黄（Ｓ）：０．００５％以下、カルシウム（Ｃａ）：０．０００５～０．００４％、残部は鉄（Ｆｅ）及び不可避不純物からなり、
２０～６０面積％のフェライト、３５～７５面積％のベイナイト及び５面積％以下の島状マルテンサイトが微細組織からなり、
鋼板の中心部において、１５度基準の高傾角結晶粒度の上位８０％の結晶粒サイズが７０μｍ以下であり、
鋼板の厚さは２０ｍｍ未満であることを特徴とする低温破壊靭性及び伸びに優れた高強度鋼板。 - 前記鋼板は、０．３重量％以下のモリブデン（Ｍｏ）をさらに含むことを特徴とする請求項１に記載の低温破壊靭性及び伸びに優れた高強度鋼板。
- 前記鋼板の降伏強度が４８５ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１に記載の低温破壊靭性及び伸びに優れた高強度鋼板。
- 前記鋼板の全伸びが２８％以上であり、
前記鋼板の圧延直角方向に対する一様伸びが９％以上であることを特徴とする請求項１に記載の低温破壊靭性及び伸びに優れた高強度鋼板。 - 前記鋼板の圧延直角方向に対する－３０℃でのＤＷＴＴ延性破面率が８５％以上であることを特徴とする請求項１に記載の低温破壊靭性及び伸びに優れた高強度鋼板。
- 重量％で、炭素（Ｃ）：０．０５～０．１％、シリコン（Ｓｉ）：０．０５～０．５％、マンガン（Ｍｎ）：１．４～２．０％、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１～０．０５％、チタン（Ｔｉ）：０．００５～０．０２％、窒素（Ｎ）：０．００２～０．０１％、ニオブ（Ｎｂ）：０．０４～０．０７％、クロム（Ｃｒ）：０．０５～０．３％、ニッケル（Ｎｉ）：０．０５～０．４％、リン（Ｐ）：０．０２％以下、硫黄（Ｓ）：０．００５％以下、カルシウム（Ｃａ）：０．０００５～０．００４％、残部は鉄（Ｆｅ）及び不可避不純物からなるスラブを１１４０～１２００℃の温度範囲で再加熱し、
前記スラブを保持及び取り出し、
前記保持及び取り出されたスラブをＴｎｒ以上の温度範囲で再結晶域圧延し、
前記再結晶域圧延された圧延材を３０％以上の総圧下率で未再結晶域圧延し、
前記未再結晶域圧延された鋼板を（Ｂｓ－８０℃）～Ｂｓの温度範囲まで冷却し、
前記未再結晶域圧延は、Ｔｎｒ以下の温度範囲で開始され、（Ａｒ３＋１００℃）以上の温度範囲で終了され、
前記再結晶域圧延は複数のパスで行い、前記各パスの平均圧下率が１０％以上であり、
鋼板は２０～６０面積％のフェライト、３５～７５面積％のベイナイト及び５面積％以下の島状マルテンサイトが微細組織からなり、鋼板の中心部において、１５度基準の高傾角結晶粒度の上位８０％の結晶粒サイズが７０μｍ以下であり、厚さが２０ｍｍ未満であることを特徴とする低温破壊靭性及び伸びに優れた高強度鋼板の製造方法。 - 前記スラブは、０．３重量％以下のモリブデン（Ｍｏ）をさらに含むことを特徴とする請求項６に記載の低温破壊靭性及び伸びに優れた高強度鋼板の製造方法。
- 前記スラブの保持及び取出の温度範囲は１１４０～１２００℃であることを特徴とする請求項６に記載の低温破壊靭性及び伸びに優れた高強度鋼板の製造方法。
- 前記再結晶域圧延された圧延材は、空冷によりＴｎｒ以下の温度範囲まで冷却することを特徴とする請求項６に記載の低温破壊靭性及び伸びに優れた高強度鋼板の製造方法。
- 前記未再結晶域圧延された鋼板は、１０～５０℃／ｓの冷却速度で冷却することを特徴とする請求項６に記載の低温破壊靭性及び伸びに優れた高強度鋼板の製造方法。
- 前記未再結晶域圧延された鋼板の冷却は、（Ａｒ３＋３０℃）以上の温度範囲で開始されることを特徴とする請求項６に記載の低温破壊靭性及び伸びに優れた高強度鋼板の製造方法。
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| KR10-2018-0151565 | 2018-11-30 | ||
| KR1020180151565A KR102164107B1 (ko) | 2018-11-30 | 2018-11-30 | 저온파괴인성 및 연신율이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법 |
| PCT/KR2019/016785 WO2020111891A1 (ko) | 2018-11-30 | 2019-11-29 | 저온파괴인성 및 연신율이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2022510935A JP2022510935A (ja) | 2022-01-28 |
| JP7372325B2 true JP7372325B2 (ja) | 2023-10-31 |
Family
ID=70854099
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2021530865A Active JP7372325B2 (ja) | 2018-11-30 | 2019-11-29 | 低温破壊靭性及び伸びに優れた高強度鋼板、並びにその製造方法 |
Country Status (7)
| Country | Link |
|---|---|
| EP (1) | EP3889305B1 (ja) |
| JP (1) | JP7372325B2 (ja) |
| KR (1) | KR102164107B1 (ja) |
| CN (1) | CN113166904B (ja) |
| CA (1) | CA3120271C (ja) |
| RU (1) | RU2771151C1 (ja) |
| WO (1) | WO2020111891A1 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN112611656B (zh) * | 2020-12-14 | 2024-03-08 | 中南大学 | 一种航空航天用铝合金低温延伸率的精确测量方法 |
| KR102393906B1 (ko) * | 2020-12-18 | 2022-05-03 | 주식회사 포스코 | Dwtt 천이온도를 예측하는 방법 |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2008095152A (ja) | 2006-10-12 | 2008-04-24 | Nippon Steel Corp | 音響異方性が小さく溶接性に優れる引張強さ５７０ＭＰａ級以上の超大入熱溶接用高張力鋼板およびその製造方法 |
| WO2015030210A1 (ja) | 2013-08-30 | 2015-03-05 | 新日鐵住金株式会社 | 耐サワー性、耐圧潰特性及び低温靭性に優れた厚肉高強度ラインパイプ用鋼板とラインパイプ |
| US20180073094A1 (en) | 2015-03-20 | 2018-03-15 | Baoshan Iron & Steel Co., Ltd. | X80 pipeline steel with good strain-aging performance, pipeline tube and method for producing same |
| CN108467993A (zh) | 2018-06-11 | 2018-08-31 | 鞍钢股份有限公司 | 一种低温管线用超宽高韧性热轧厚板及其生产方法 |
Family Cites Families (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1999005335A1 (en) * | 1997-07-28 | 1999-02-04 | Exxonmobil Upstream Research Company | Ultra-high strength, weldable steels with excellent ultra-low temperature toughness |
| JP3968011B2 (ja) * | 2002-05-27 | 2007-08-29 | 新日本製鐵株式会社 | 低温靱性および溶接熱影響部靱性に優れた高強度鋼とその製造方法および高強度鋼管の製造方法 |
| KR100951296B1 (ko) * | 2007-12-04 | 2010-04-02 | 주식회사 포스코 | 저온인성이 우수한 고강도 라인파이프용 강판 및 그제조방법 |
| WO2009072753A1 (en) * | 2007-12-04 | 2009-06-11 | Posco | High-strength steel sheet with excellent low temperature toughness and manufacturing method thereof |
| US9200342B2 (en) * | 2010-06-30 | 2015-12-01 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Hot-rolled steel sheet and manufacturing method thereof |
| KR101253958B1 (ko) * | 2010-12-27 | 2013-04-16 | 주식회사 포스코 | 우수한 파괴전파 저항성 및 저항복비 특성을 갖는 라인파이프용 강판 및 그 제조방법 |
| KR101360467B1 (ko) | 2011-12-23 | 2014-02-10 | 주식회사 포스코 | 저온 파괴인성 및 균일연신율이 우수한 라인파이프용 강판 및 그 제조방법 |
| KR101439685B1 (ko) * | 2012-12-26 | 2014-09-12 | 주식회사 포스코 | 균일연신율 및 저온파괴인성이 우수한 라인파이프용 강판 및 그의 제조방법 |
| JP6354271B2 (ja) * | 2014-04-08 | 2018-07-11 | 新日鐵住金株式会社 | 低温靭性と均一伸びと穴拡げ性に優れた引張強度７８０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板及びその製造方法 |
| KR101889182B1 (ko) | 2016-12-20 | 2018-08-16 | 주식회사 포스코 | 길이방향 균일 연신율 및 저온 인성이 우수한 용접강관용 강재, 이의 제조방법 및 이를 이용한 강관 |
-
2018
- 2018-11-30 KR KR1020180151565A patent/KR102164107B1/ko active IP Right Grant
-
2019
- 2019-11-29 CN CN201980078794.4A patent/CN113166904B/zh active Active
- 2019-11-29 JP JP2021530865A patent/JP7372325B2/ja active Active
- 2019-11-29 WO PCT/KR2019/016785 patent/WO2020111891A1/ko unknown
- 2019-11-29 RU RU2021118464A patent/RU2771151C1/ru active
- 2019-11-29 CA CA3120271A patent/CA3120271C/en active Active
- 2019-11-29 EP EP19889727.4A patent/EP3889305B1/en active Active
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2008095152A (ja) | 2006-10-12 | 2008-04-24 | Nippon Steel Corp | 音響異方性が小さく溶接性に優れる引張強さ５７０ＭＰａ級以上の超大入熱溶接用高張力鋼板およびその製造方法 |
| WO2015030210A1 (ja) | 2013-08-30 | 2015-03-05 | 新日鐵住金株式会社 | 耐サワー性、耐圧潰特性及び低温靭性に優れた厚肉高強度ラインパイプ用鋼板とラインパイプ |
| US20180073094A1 (en) | 2015-03-20 | 2018-03-15 | Baoshan Iron & Steel Co., Ltd. | X80 pipeline steel with good strain-aging performance, pipeline tube and method for producing same |
| CN108467993A (zh) | 2018-06-11 | 2018-08-31 | 鞍钢股份有限公司 | 一种低温管线用超宽高韧性热轧厚板及其生产方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| CA3120271C (en) | 2023-09-12 |
| JP2022510935A (ja) | 2022-01-28 |
| EP3889305A1 (en) | 2021-10-06 |
| EP3889305B1 (en) | 2024-04-10 |
| EP3889305C0 (en) | 2024-04-10 |
| WO2020111891A1 (ko) | 2020-06-04 |
| KR20200066394A (ko) | 2020-06-10 |
| CN113166904A (zh) | 2021-07-23 |
| EP3889305A4 (en) | 2021-10-06 |
| KR102164107B1 (ko) | 2020-10-13 |
| RU2771151C1 (ru) | 2022-04-27 |
| CN113166904B (zh) | 2023-10-27 |
| CA3120271A1 (en) | 2020-06-04 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5522084B2 (ja) | 厚鋼板の製造方法 | |
| JP5679114B2 (ja) | 低温靭性に優れた低降伏比高強度熱延鋼板およびその製造方法 | |
| WO2010087511A1 (ja) | 低温靭性に優れた厚肉高張力熱延鋼板およびその製造方法 | |
| KR101439685B1 (ko) | 균일연신율 및 저온파괴인성이 우수한 라인파이프용 강판 및 그의 제조방법 | |
| KR20100105790A (ko) | 저온 인성이 우수한 고강도 강판 및 강관 및 그들의 제조 방법 | |
| CN108342655B (zh) | 一种调质型抗酸管线钢及其制造方法 | |
| CN110088346B (zh) | 具有优异纵向均匀延伸率的用于焊接钢管的钢材、其制造方法和使用其的钢管 | |
| EP3561129A1 (en) | Sour-resistant heavy-walled steel plate having excellent low-temperature toughness and post-heat treatment characteristics and method for manufacturing same | |
| JP6492862B2 (ja) | 低温用厚鋼板及びその製造方法 | |
| KR101253958B1 (ko) | 우수한 파괴전파 저항성 및 저항복비 특성을 갖는 라인파이프용 강판 및 그 제조방법 | |
| KR101585724B1 (ko) | 중심부 저온 파괴전파 저항성 및 항복비 특성이 동시에 우수한 후물 라인파이프 강재 및 그 제조방법 | |
| JP2018127646A (ja) | 高強度熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP7183410B2 (ja) | 極低温靭性及び延性に優れた圧力容器用鋼板及びその製造方法 | |
| JP7372325B2 (ja) | 低温破壊靭性及び伸びに優れた高強度鋼板、並びにその製造方法 | |
| JP6086090B2 (ja) | 溶接熱影響部靭性に優れた非調質低降伏比高張力厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP5874664B2 (ja) | 落重特性に優れた高張力鋼板およびその製造方法 | |
| JP2022510212A (ja) | 延性及び低温靭性に優れた高強度鋼材及びその製造方法 | |
| JP7348948B2 (ja) | 冷間曲げ性に優れた高強度構造用鋼材及びその製造方法 | |
| WO2018168618A1 (ja) | 高強度冷延鋼板とその製造方法 | |
| JP7265008B2 (ja) | 水素誘起割れ抵抗性に優れた圧力容器用鋼材及びその製造方法 | |
| KR20140006657A (ko) | 대입열 용접열영향부 인성이 우수한 고강도 극후물 강판 및 이의 제조방법 | |
| JP6384703B1 (ja) | 高強度冷延鋼板とその製造方法 | |
| JP6673320B2 (ja) | 厚鋼板および厚鋼板の製造方法 | |
| JP2015224374A (ja) | 鋼管杭向け低降伏比高強度電縫鋼管およびその製造方法 | |
| JP7348947B2 (ja) | 脆性破壊抵抗性に優れた構造用鋼材及びその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20210714 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20220817 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20220906 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20221206 |
|
| A711 | Notification of change in applicant |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A711 Effective date: 20221222 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20230411 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20230711 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20230926 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20231019 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 7372325 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |