(57)【要約】【課題】本発明は、歪脆化の少ない高張力鋼（６０〜１００キロクラス）を提供することを目的とする。【解決手段】圧延面での(211)面のＸ線強度比が2.0以上であり、且つ(100)面のＸ線強度比が1.5以上の集合組織を有することを特徴とする歪脆化の少ない構造用高張力鋼材。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
圧延面での(211)面のＸ線強度比が2.0以上であり、且つ(100)面のＸ線強度比が1.5以上の集合組織を有することを特徴とする歪脆化の少ない構造用高張力鋼材。
【請求項２】
前記圧延面での(211)面のＸ線強度比が、(100)面のＸ線強度比よりも大きいことを特徴とする請求項１に記載の歪脆化の少ない構造用高張力鋼材。
【請求項３】
前記鋼材が、質量%で，C：0.15%以下，Si：0.60%以下，Mn：0.80〜1.80%、B：0.0001〜0.0050%およびN：0.0050%以下を含有し、かつTi：0.005〜0.20%およびNb：0.001〜0.20%のうちから選択される１種または２種を含有し、さらにCu：0.1〜2.0%、V：0.005〜0.2%、Ni：2.0%以下、Cr：0.6%以下、Mo：0.6%以下、W：0.5%以下およびZr：0.5%以下のうちから選択される１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする請求項１または２に記載の歪脆化の少ない構造用高張力鋼材。
【請求項４】
請求項３に記載の鋼材を、950〜1350℃の温度に加熱し、次いで1000〜900℃の温度域における累積圧下率を15%以上、900未満〜600℃における累積圧下率を75%以上とし、圧延終了温度を850〜600℃とする熱間圧延をおこなうことを特徴とする歪脆化の少ない構造用高張力鋼材の製造方法。
【請求項５】
熱間圧延終了後、5℃／ｓ以上の冷却速度で、400℃まで冷却することを特徴とする請求項４に記載の歪脆化の少ない構造用高張力鋼材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、船舶、海洋構造物、低温貯蔵タンク、ラインパイプ、建築・土木構造物等の各種構造物に使用される鋼材およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
船舶、海洋構造物、低温貯蔵タンク、ラインパイプ、建築・土木構造物等の大型構造物に使用される高張力鋼板は、高い靱性を具えていることが必要であり、これを確保することに努力が払われてきた。
【０００３】
一方、これらの構造物に使用される鋼材は、一旦塑性変形を受けた部分では、靱性が劣化する場合がしばしば生じていた。例えば、冷間加工による塑性変形もしくは衝突等による塑性変形により、劣化する場合がそれである。
【０００４】
歪脆化の抑制を図った鋼材、もしくはその製造方法としては、特許文献１には、VとNを添加した鋼にCaまたはMgを添加することにより、歪導入後のシャルピー吸収エネルギーの劣化を防止する技術が開示されている。また、特許文献２には、金属組織を延性に富んだフェライト主体の組織とすることにより、塑性変形後の（加工後の）靱性および延性の確保を図る技術が開示されている。
【０００５】
また、特許文献３、特許文献４には、直接焼き入れ時に、旧オーステナイト粒界に、数μm以下の膜状のフェライトを生成させ、実質的な粒界面積を増大させ、セメンタイトを微細化させることにより、低温靱性の脆化量を抑制する技術が開示されている。
【特許文献１】特開昭５６−１２７７５０号公報
【特許文献２】特開２００３−３１３６３２号公報
【特許文献３】特開２００１−５９１３１号公報
【特許文献４】特開２００１−５９１３２号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
しかしながら、特許文献１および特許文献２に開示されている技術は、ある一温度（使用温度）における特性を向上させるために、低温靱性（シャルピー破面遷移温度vTrs）を向上させたものであり、塑性歪による低温靱性の脆化量（シャルピー破面遷移温度vTrsの高温へのシフト量）を抑制したものではない。すなわち、真の意味で歪脆化を抑制した鋼材ではない。
また、特許文献３および４に開示されている技術は、強度レベルが６０キロ級に限定されるものであり、６０キロを超える強度レベルの鋼には適用が困難である。
【０００７】
本発明は、上記問題を解決するため、歪脆化の少ない高張力鋼（６０〜１００キロクラス）を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明者等は、上述のような目的を達成するべく、適切な成分設計を行い、圧延面に（２１１）面と（１００）面を同時に発達させることにより、６０キロレベル以上では強度レベルに依らずに、塑性変形を受けた後の低温靱性の劣化（vTrsの高温側へのシフト量）を最小限に止めることができることを見いだし、本発明を完成するに至ったものである。その具体的手段は、以下の通りである。
【０００９】
１．第一の発明は、圧延面での(211)面のＸ線強度比が2.0以上であり、且つ(100)面のＸ線強度比が1.5以上の集合組織を有することを特徴とする歪脆化の少ない構造用高張力鋼材である。
【００１０】
２．第二の発明は、前記圧延面での(211)面のＸ線強度比が、(100)面のＸ線強度比よりも大きいことを特徴とする第一の発明に記載の歪脆化の少ない構造用高張力鋼材である。
【００１１】
３．第三の発明は、前記鋼材が、質量%で，C：0.15%以下，Si：0.60%以下，Mn：0.80〜1.80%、B：0.0001〜0.0050%およびN：0.0050%以下を含有し、かつTi：0.005〜0.20%およびNb：0.001〜0.20%のうちから選択される１種または２種を含有し、さらにCu：0.1〜2.0%、V：0.005〜0.2%、Ni：2.0%以下、Cr：0.6%以下、Mo：0.6%以下、W：0.5%以下およびZr：0.5%以下のうちから選択される１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする第一の発明または第二の発明に記載の歪脆化の少ない構造用高張力鋼材である。
【００１２】
４．第四の発明は、第三の発明に記載の鋼材を、950〜1350℃の温度に加熱し、次いで1000〜900℃の温度域における累積圧下率を15%以上、900未満〜600℃における累積圧下率を75%以上とし、圧延終了温度を850〜600℃とする熱間圧延をおこなうことを特徴とする歪脆化の少ない構造用高張力鋼材の製造方法である。
【００１３】
５．第五の発明は、熱間圧延終了後、5℃／ｓ以上の冷却速度で、400℃まで冷却することを特徴とする第四の発明に記載の歪脆化の少ない構造用高張力鋼材の製造方法である。
【発明の効果】
【００１４】
本発明によれば、塑性歪による歪脆化の小さな鋼材を、広い強度レベルで提供することができる。本発明鋼材は、冷間加工もしくは鋼構造物が万一の衝突事故等により大きな塑性歪を受けた場合でも、脆性破壊の危険性を回避でき、鋼構造物の安全性を確保するうえで大きく寄与する。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１５】
本発明者等は、種々の鋼材を用いて板厚内部の集合組織と塑性変形前後の低温靱性（シャルピー破面遷移温度vTrs）との関係について詳細に調査した。その結果、圧延面に（２１１）面と（１００）面を同時に発達させることにより、塑性変形による低温靱性の劣化を抑制できることがわかった。
【００１６】
本調査において、板厚内部の集合組織の発達程度を示す、圧延面での（２１１）面のＸ線強度比が2.0以上で、且つ（１００）面のＸ線強度比が1.5以上である場合に、引張予歪(〜10％)の塑性変形を付与した種々の鋼材の低温靱性劣化量（シャルピー破面遷移温度vTrsの高温側へのシフト量）が著しく小さくなることを知見したものである。
【００１７】
一般に、破面遷移温度は、引張予歪の付与により高温側へシフトすることが知られているが、本発明は、（２１１）面のＸ線強度比が2.0以上で、且つ（１００）面のＸ線強度比が1.5以上である場合に、破面遷移温度の高温側への移行量は、小さくなるという新しい知見に基づくものである。この傾向は、（２１１）面のＸ線強度比が（１００）面のＸ線強度比よりも大きい場合により一層顕著になる。なお、本発明でいう集合組織の測定個所は、基本的には板厚方向位置のいずれであっても良いが、最表面での測定値は鋼材全体の値を代表しない場合があるので、最表面を除く位置で測定するのが好ましい。
【００１８】
（２１１）面と（１００）面が同時に発達した集合組織を有する鋼材が、塑性変形による低温靱性の劣化が小さい理由は、必ずしも明確ではないが、本発明者等が行った試験片の破面観察結果および塑性変形前後での集合組織の測定結果から次のことが考えられる。すなわち、（２１１）面のＸ線強度比が2.0以上で、且つ（１００）面のＸ線強度比が1.5以上である鋼材では、引張予歪により（２１１）面および（１００）面のＸ線強度比が増加し、微細なサブクラックが発生しやすくなり、サブクラックによるき裂先端の応力緩和が起こる。その結果として、引張予歪によるマトリックスの靱性低下が補われ、破面遷移温度の上昇が抑制できたと考えられる。
【００１９】
上記したように、歪脆化を小さくするためには、適正な集合組織に制御することが必要である。また、鋼材の組織はベイナイトもしくはマルテンサイトあるいは、それらの混合組織が好ましく、そのためには、鋼材の化学成分と製造条件を適切な範囲にするのがよい。
これらの限定理由について以下に説明する。
【００２０】
１．成分組成について
成分組成の限定理由について説明するが、各元素の含有量は、全て質量％を意味する。
【００２１】
Ｃ：０．１５％以下
Ｃは、ベイナイト単相組織を形成させるためには、0.03％以下に制限することが好ましいが、マルテンサイト組織を得るにはそれ以上の含有が必要である。しかし0.15％を超えたＣ量では、マルテンサイトの硬さが上昇して溶接性および靱性の劣化を招く傾向がある。このため、Ｃ量は0.005〜0.15％とするのがよい。なお、Ｃ含有量を低くし過ぎても、前記効果が減少することはないが、製鋼上の容易さ、また後述するＮｂ、Ｖ等の析出による材質向上効果を利用することを勘案して、その含有量を0.005％以上とすることが好ましい。
【００２２】
Ｓｉ：０．６％以下
Ｓｉは、脱酸のため添加するが、多すぎると靱性を劣化させる傾向があるので、上限を0.6％とするとよい。なお、脱酸および強度確保のうえから0.02％以上含有することが好ましい。
【００２３】
Ｍｎ：０．８〜２．０％
Ｍｎは、ベイナイト組織およびマルテンサイト組織の生成を促進するほか、（２１１）面および（１００）面が優勢な集合組織を形成して、歪脆化を抑制するのに有効な元素である。このような効果を得るには0.8％以上の含有量とするのがよい。2.0％を超えて含有すると、焼き入れ性が増して、マトリックスが硬化し、靱性が劣化する傾向がある。
【００２４】
Ｂ：０．０００１〜０．００５０％
Ｂは、広範な冷却速度で、オーステナイト粒界からのフェライト生成を抑制し、ベイナイト組織およびマルテンサイト組織を安定して得るのに好適な元素である。こうした効果を得るには0.0001％以上が好ましいが、0.0050％を超えて含有してもその効果が飽和して経済的に不利となる。
【００２５】
Ｎ：０．００５０％以下
Ｎは、上記したＢの効果を阻害して、ベイナイト組織およびマルテンサイト組織の安定形成に不利な元素であり、また溶接熱影響部（ＨＡＺ）では、固定Ｎの再固溶により靱性に悪影響をもたらす元素でもある。このため、Ｎ含有量は0.0050％以下に制限するのが好ましい。
【００２６】
Ｔｉ：０．００５〜０．２０％
Tiは、炭化物や窒化物の析出物を形成することにより、鋼材製造時の加熱工程におけるオーステナイト粒の成長を抑制して細粒化に寄与するとともに、ＨＡＺの結晶粒粗大化を抑制し、ＨＡＺ靱性を向上させる元素である。また、Tiは、Ｎを固定して上記のＢによる添加効果を助長する。さらに、Tiは固溶状態でベイナイト変態およびマルテンサイト変態を促進する。これらの効果を発揮させるには、少なくとも0.005％の含有が好ましいが、過度の含有は靱性を劣化させる傾向があるので、0.20％を上限とするのがよい。
【００２７】
Ｎｂ：０．００１〜０．２０％
Ｎｂは、ベイナイト変態およびマルテンサイト変態を促進して、ベイナイト組織およびマルテンサイト組織の安定性を高めるとともに、析出強化および靱性向上に有効な元素である。また、オーステナイトの再結晶を抑制し、後述する圧延による効果を促進する。これらの効果を得るためには、0.001％以上の含有が好ましいが、0.20％を超えて含有すると、靱性が劣化する傾向にあるため、0.20％を上限とするのがよい。
上述した各元素を基本成分として、必要に応じて以下に説明する元素を含有することができる。
【００２８】
Ｖ：０．００５〜０．２０％
Ｖは、固溶と析出による強化作用を有する元素であるが、このような効果を得るためには、0.005％以上の含有が好ましい。一方、0.20％を超える含有は、ベイナイト変態およびマルテンサイト変態を阻害するため、0.20％を上限とする。
【００２９】
Ｃｕ：０．１〜２．０％
Cuは、析出強化作用を有する元素であり、かかる効果を発現させるには0.1％以上の含有が好ましい。しかし、2.0％を超えて含有すると、析出強化が過多となり靱性が劣化する。
【００３０】
Ｎｉ：２．０％以下
Niは、強度および靱性を向上させ、またCuを添加材の熱間圧延時における割れを防止するのに有効な元素である。しかし、過剰に添加してもその効果が飽和するほか、高価な元素でもあるので、2.0％以下の範囲で含有させることが好ましい。なお、より好ましい含有量は0.05％以上である。
【００３１】
Ｃｒ：０．６％以下
Crは、強度を上昇させる効果を有するが、0.6％を超えて含有すると溶接部靱性が劣化するため、Cr含有量は0.6％以下の範囲とすることが好ましい。なお、より好ましい含有量は0.05％以上である。
【００３２】
Ｍｏ：０．６％以下
Moは、常温および高温での強度を上昇させる効果を有するが、0.6％を超えて含有すると、溶接性が劣化するため、含有量は0.6％以下の範囲とするのが好ましい。なお、より好ましい含有量は0.05％以上である。
【００３３】
Ｗ：０．５％以下
Ｗは、高温強度を上昇させる効果を有しているが、0.5％を超えると靱性を劣化させるだけでなく、高価であるので、0.5％以下の範囲で含有するのが好ましい。なお、より好ましい含有量は0.05％以上である。
【００３４】
Ｚｒ：０．５％以下
Ｚｒは、強度を上昇させるほか、亜鉛めっき材の耐めっき割れ性を向上させる元素であるが、0.5％を超えて含有すると溶接部靱性が劣化するので、Zr含有量は0.5％を上限とするのが好ましい。なお、より好ましい含有量は0.05％以上である。
【００３５】
２．製造条件について
上記成分組成と集合組織を有する鋼材は、製造条件を特に制限する必要はないが、一層優れた靱性、とりわけ塑性変形後の靱性を確保するには、次に示す製造工程が有利に適合する。
【００３６】
加熱温度：９５０〜１３５０℃
加熱温度を950℃以上とするのは、材質の均質化と後述する制御圧延を行うために必要な加熱であり、1350℃以下とするのは、余りに高温になると表面酸化が顕著になり、また低Ｃに由来する急激な粒成長のために粗大化が避けられなくなるからである。なお、靱性の向上のためには、上限を1150℃とすることが好ましい。
【００３７】
１０００〜９００℃の温度域における累積圧下率：１５％以上
1000〜900℃の温度域における累積圧下率が、15％以上となる熱間圧延を施す。この温度域で圧延することによって、オーステナイト粒が部分的に再結晶するため、組織が微細かつ均一になる。このような作用は、従来鋼においては、1000℃以上の温度域で圧延しないと発現しないのが通常であるが、この発明に適合する組成の鋼では、900〜1000℃においても効果が現れ、比較的低温で十分な圧延を行うことにより再結晶粒の成長を効果的に抑制できる。なお、1000℃を超える温度での圧延は、オーステナイト粒の成長を助長するので、細粒化のためには好ましくない。一方、900℃未満では未再結晶域に入るので、結晶粒の均一化のためには好ましくない。
【００３８】
９００未満〜６００℃における累積圧下率：７５％以上、圧延終了温度：８５０〜６００℃
９００未満〜６００℃の温度域での圧延の機能は、再結晶していない残りのオーステナイト粒を圧延により加工して一層の細粒化を図るとともに、微細オーステナイト粒内に歪を導入しながら集合組織を形成し、ベイナイト変態時の強化とベイナイト変態後もしくはマルテンサイト変態後の集合組織の受け継ぎを達成することにある。600℃未満で圧延を行うと、二相域圧下量の比率が大きくなり、（１００）面が過度に発達し、特に板厚方向の強度・靱性に悪影響を与える。一方、900℃以上の温度で圧延を行うと、未再結晶オーステナイト粒の圧延の加工を行うことにならなくなる。
【００３９】
また、前記温度域における累積圧下率が75％未満となるか、圧延終了温度が850 ℃を超える高い温度になると、十分な細粒化が行われず、（２１１）面および（１００）面の多い集合組織が得られず、塑性変形による脆化が大きくなる。
【００４０】
冷却速度：５℃／ｓ以上
５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却するのが望ましい。その理由は５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却すると、（２１１）面が優勢な集合組織の受け継ぎが促進され、歪脆化が小さくなるからである。かかる条件で冷却すると、（２１１）面のＸ線強度がより強くなり、サブクラックの発生がより一層促進され、歪脆化が起きにくくなる。なお上記冷却方法においては、より好ましい冷却開始温度は700℃以上である。
【実施例１】
【００４１】
表１に示す種々の化学組成に調整した鋼スラブを用いて、表２に示す条件に従って、厚鋼板を製造した。
得られた各厚鋼板について、（２１１）面と（１００）面のＸ線強度比の測定、金属組織の観察を行うとともに、圧延のままと、これに10％の引張塑性歪を付与した後における、それぞれのシャルピー破面遷移温度を調査した。これらＸ線強度比は鋼板断面の板厚中心部における圧延面において、反転極点図法を用いて測定した。
その結果、本発明に従う発明例では、引張予歪による破面遷移温度vTrsの高温側への移行量が、小さいことがわかる。
【００４２】
【表１】
2007063608.tif 000002
【００４３】
【表２】
2007063608.tif 000003
【産業上の利用可能性】
【００４４】
本発明によれば、塑性歪による歪脆化の小さい鋼材が得られるので、厚板、熱延鋼板等の高強度熱間圧延鋼板に幅広く適用できる。