(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
耐サワー厚板鋼材であって、
重量％で、Ｃ：０．０２〜０．０６％、Ｓｉ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｍｎ
：０．８〜２．０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ａｌ：０．０６％以
下、Ｎ：０．０１％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％
、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％と、Ｎｉ：０．０５〜０．５％、Ｃｒ：０．０５〜
０．５％、Ｍｏ：０．０２〜０．４％及びＶ：０．００５〜０．１％のうち選択された１
種または２種以上と、残部がＦｅと不可避不純物でなり、かつ下記関係式１〜３を満たす
組成で、−２０℃におけるＤＷＴＴ（Ｄｒｏｐ  Ｗｅｉｇｈｔ  Ｔｅａｒ  Ｔｅｓｔ）延
性破面率が８５％以上であり、
前記厚板鋼材は、微細組織として、アシキュラーフェライトまたはアシキュラーフェラ
イトとポリゴナルフェライトの複合組織を有し、厚さ中心部を基準に上下部１０ｍｍ以内
の上部ベイナイトの分率が５面積％以下であることを特徴とする低温靭性及び後熱処理特性に優れた耐サワー厚板鋼材。
［関係式１］
Ｃａ／Ｓ：０．５〜５．０
［関係式２］
Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ≦０．８％
［関係式３］
Ｎｂ−０．５＊Ｃ＋０．３５＊Ｎ＞０％
但し、各関係式に用いられたＣａ、Ｓ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｃ、及びＮは該
当元素の含有量を重量％で表した値である。
【請求項２】
前記厚板鋼材の厚さが３０ｍｍ以上であり、幅が３，５００ｍｍ以上であり、降伏強度
が５００ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１に記載の低温靭性及び後熱処理特性
に優れた耐サワー厚板鋼材。
【請求項３】
溶接後熱処理（ＰＷＨＴ）後にも前記厚板鋼材の降伏強度が減少しないことを特徴とする請求項１に記載の低温靭性及び後熱処理特性に優れた耐サワー厚板鋼材。
【請求項４】
耐サワー厚板鋼材の製造方法であって、
重量％で、Ｃ：０．０２〜０．０６％、Ｓｉ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｍｎ
：０．８〜２．０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ａｌ：０．０６％以
下、Ｎ：０．０１％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％
、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％と、Ｎｉ：０．０５〜０．５％、Ｃｒ：０．０５〜
０．５％、Ｍｏ：０．０２〜０．４％及びＶ：０．００５〜０．１％のうち選択された１
種または２種以上と、残部がＦｅと不可避不純物でなり、下記関係式１〜３を満たす組成
の鋼スラブを１１００〜１３００℃の温度において再加熱した後、粗圧延する段階と、
前記粗圧延された鋼スラブを水冷して仕上げ圧延開始までの保持時間を３００秒以下に
制御し、次いで、Ａｒ３＋２００℃〜Ａｒ３＋３０℃の温度において累積圧下率５０％以
上で仕上げ圧延する段階と、
前記仕上げ圧延された鋼板をＡｒ３＋１００℃〜Ａｒ３において１５℃／秒以上の冷
却速度で冷却を開始し、５００℃以下において冷却を終了する段階と、
を行うことで、−２０℃におけるＤＷＴＴ（Ｄｒｏｐ  Ｗｅｉｇｈｔ  Ｔｅａｒ  Ｔｅｓｔ）延性破面率が８５％以上との条件を満たす前記厚板鋼材を製造することを特徴とする低温靭性及び後熱処理特性に優れた耐サワー厚板鋼材の製造方法。
［関係式１］
Ｃａ／Ｓ：０．５〜５．０
［関係式２］
Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ≦０．８％
［関係式３］
Ｎｂ−０．５＊Ｃ＋０．３５＊Ｎ＞０％
但し、各関係式に用いられたＣａ、Ｓ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｃ、及びＮは該
当元素の含有量を重量％で表した値である。
【請求項５】
前記冷却を終了した後で得られた厚板鋼材の厚さが３０ｍｍ以上であり、幅が３，５０
０ｍｍ以上であり、降伏強度が５００ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項４に記載
の低温靭性及び後熱処理特性に優れた耐サワー厚板鋼材の製造方法。
【請求項６】
前記冷却を終了した後で得られた厚板鋼材は、微細組織として、アシキュラーフェライ
トまたはアシキュラーフェライトとポリゴナルフェライトの複合組織を有し、厚さ中心部
を基準に上下部１０ｍｍ以内の上部ベイナイトの分率が５面積％以下であることを特徴と
する請求項４に記載の低温靭性及び後熱処理特性に優れた耐サワー厚板鋼材の製造方法。
【請求項７】
前記冷却を終了した後で得られた厚板鋼材に対して溶接後熱処理（ＰＷＨＴ）する段階
をさらに行うことを特徴とする請求項４に記載の低温靭性及び後熱処理特性に優れた耐サ
ワー厚板鋼材の製造方法。
【請求項８】
前記溶接後熱処理後にも降伏強度が減少しないことを特徴とする請求項７に記載の低
温靭性及び後熱処理特性に優れた耐サワー厚板鋼材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、低温靭性及び後熱処理特性に優れた耐サワー厚肉−広幅厚板鋼材及び製造方法に関し、より詳細には、耐サワー特性及び低温靭性に優れるとともに、溶接後熱処理（ＰＷＨＴ：Ｐｏｓｔ  Ｗｅｌｄ  Ｈｅａｔ  Ｔｒｅａｔｍｅｎｔ）後にも降伏強度の低下が発生しない低温靭性及び後熱処理特性に優れた耐サワー厚板鋼材及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
最近、気候条件が劣悪な極寒地地域を中心に油田開発が行われるにつれて、油田地域の豊富なガス資源を、パイプラインを介して消費地域に輸送するプロジェクトが活発に進行しつつある。かかるパイプラインプロジェクトには、極低温や高輸送ガス圧力を考慮して高強度の厚物材が要求される。輸送効率を考慮して大口径鋼管が適用される場合には、鋼板幅３，５００ｍｍ以上の広幅厚板素材が要求される。極寒地において使用するには、優れた低温靭性が要求されるとともに、原油や天然ガス中の硫化水素による水素誘起割れを考慮して、耐サワー厚板鋼材が要求される。また、場合によっては、パイプや溶接部の残留応力を極力小さくするために、ＰＷＨＴ後の物性を保証することが要求され、一般に６２０℃内外の温度でのＰＷＨＴ後に強度低下が少ない鋼が求められている。
【０００３】
パイプライン鋼材において、低温靭性は、ＤＷＴＴ（Ｄｒｏｐ  Ｗｅｉｇｈｔ  Ｔｅａｒ  Ｔｅｓｔｅｒ）試験により評価される。従来の環境では、ＤＷＴＴ延性破面率が−１０℃において８５％以上であれば用いることができたが、シベリアやアラスカなどの寒冷地の環境では、ＤＷＴＴ延性破面率が−２０℃以下において８５％以上を満たす鋼材が要求されている。一般に、低温破壊靭性に優れたラインパイプ用鋼は、再結晶領域における粗圧延と未再結晶領域における仕上げ圧延を順に経た後、加速冷却を行う熱加工制御（ＴＭＣＰ：Ｔｈｅｒｍｏ−Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ  Ｃｏｎｔｒｏｌ  Ｐｒｏｃｅｓｓ）の方法で製造される。一般のＴＭＣＰ工程により製造された鋼板は、表面よりも厚さ中心部で比較的粗大な結晶粒度を有し、中心偏析部に粗大な硬質相が大量に分布しているため、中心部の結晶粒微細化及び硬質相の制御が低温靭性を確保するための核心技術である。製品が厚い場合には、圧延により中心部まで十分に変形を加えることが困難となって中心部の結晶粒微細化が難しくなり、粗大な中心部結晶粒は冷却時に硬質相が形成され易いという欠点を有する。これに加えて、鋼板の幅が大きくなると、圧延機で鋼板に付加し得る単位パス当たりの荷重が制限され、充分に変形を与えることが難しくなって、狭幅材に比べて全体的に結晶粒が粗大化する現象が発生し、鋼材の低温靭性が劣るという問題が発生する。
【０００４】
パイプライン鋼材の低温靭性を満足させるために、従来では、中心部における破壊伝播抵抗性を確保するために成分を最適化し、スラブの低温加熱を介してオーステナイト結晶成長を抑制するとともに、低温未再結晶領域における圧延を介して最終的な微細組織の結晶粒を微細化する技術が適用されてきた。しかし、厚さ３０ｍｍ以上の高強度厚物鋼板の場合では、従来技術による保証温度−２０℃未満におけるＤＷＴＴ特性の確保には限界がある。
【０００５】
また別に、パイプや溶接部の残留応力を解消するためにＰＷＨＴ工程が適用される。一般に、ＰＷＨＴ工程を適用すると強度が低下する。したがって、かかる強度の低下分を考慮して、パイプの要求強度よりも高い強度の鋼板を用いることもあるが、そのために、強度の増加に伴う様々な問題がもたらされたりする。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
本発明は、上記従来技術の問題点を解決するためのものであり、本発明によると、低温靭性に優れるとともに、ＰＷＨＴ後にも強度低下がなく、厚さ３０ｍｍ以上、幅３，５００ｍｍ以上の高強度厚肉−広幅厚板耐サワーＴＭＣＰ鋼板が提供される。
【０００７】
本発明の技術的課題は、上述した内容に限定されない。本発明の課題は、本明細書の内容全般から理解されることができ、本発明が属する技術分野において通常の知識を有する者であれば、本発明の追加的な課題を明確に理解するのに何の難しさもない。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
上記本発明の課題を解決するために、本発明の一側面は、厚さ３０ｍｍ以上、幅３，５００ｍｍ以上の低温靭性及び耐水素誘起割れ性に優れた降伏強度５００Ｍｐａ級の厚板鋼材及び製造方法に関するもので、低温ＤＷＴＴ特性及び耐水素誘起割れ性に優れるとともに、ＰＷＨＴ後にも降伏強度の低下がないことを特徴とする。
【０００９】
一側面による本発明は、重量％で、Ｃ：０．０２〜０．０６％、Ｓｉ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：０．８〜２．０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ａｌ：０．０６％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％と、Ｎｉ：０．０５〜０．５％、Ｃｒ：０．０５〜０．５％、Ｍｏ：０．０２〜０．４％及びＶ：０．００５〜０．１％のうち選択された１種または２種以上と、残部がＦｅと不可避不純物でなり、かつ下記関係式１〜３を満たす組成で、−２０℃におけるＤＷＴＴ（Ｄｒｏｐ  Ｗｅｉｇｈｔ  Ｔｅａｒ  Ｔｅｓｔ）延性破面率が８５％以上である厚板鋼材に関する。
［関係式１］
Ｃａ／Ｓ：０．５〜５．０
［関係式２］
Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ≦０．８％
［関係式３］
Ｎｂ−０．５＊Ｃ＋０．３５＊Ｎ＞０％
但し、各関係式に用いられたＣａ、Ｓ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｃ、Ｎは、該当元素の含有量を重量％で表した値である。
【００１０】
上記厚板鋼材は、厚さが３０ｍｍ以上であり、幅が３，５００ｍｍ以上であり、降伏強度が５００ＭＰａ以上であることができる。
【００１１】
上記厚板鋼材は、微細組織として、アシキュラーフェライトまたはアシキュラーフェライトとポリゴナルフェライトの複合組織を有し、厚さ中心部を基準に上下部１０ｍｍ以内の上部ベイナイトの分率が５面積％以下であることができる。
【００１２】
ＰＷＨＴ後にも上記厚板鋼材の降伏強度が減少しない。
【００１３】
また、本発明は、重量％で、Ｃ：０．０２〜０．０６％、Ｓｉ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：０．８〜２．０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ａｌ：０．０６％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％と、Ｎｉ：０．０５〜０．５％、Ｃｒ：０．０５〜０．５％、Ｍｏ：０．０２〜０．４％及びＶ：０．００５〜０．１％のうち選択された１種または２種以上と、残部がＦｅと不可避不純物でなり、かつ上記関係式１〜３を満たす組成の鋼スラブを１１００〜１３００℃の温度において再加熱した後、粗圧延する段階と、上記粗圧延された鋼スラブを水冷して仕上げ圧延開始までの保持時間を３００秒以下に制御し、次いで、Ａｒ３＋２００℃〜Ａｒ３＋３０℃の温度において累積圧下率５０％以上で仕上げ圧延する段階と、上記仕上げ圧延された鋼板をＡｒ３＋１００℃〜Ａｒ３において１５℃／秒以上の冷却速度で冷却を開始し、５００℃以下において冷却を終了する段階と、を行う厚板鋼材の製造方法に関する。
【００１４】
上記冷却を終了した後で得られた厚板鋼材を６２０℃においてＰＷＨＴ熱処理する段階をさらに行うことができる。
【発明の効果】
【００１５】
本発明によると、低温靭性に優れ、ＰＷＨＴ後にも強度低下がなく、厚さ３０ｍｍ以上、幅３，５００ｍｍ以上の高強度厚肉−広幅厚板耐サワーＴＭＣＰ鋼板を提供することができるようになる。
【図面の簡単な説明】
【００１６】
【図１】Ｎｂ−０．５＊Ｃ＋０．３５＊Ｎ（重量％）による６２０℃ＰＷＨＴ後の降伏強度の変化量を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００１７】
本発明者らは、厚物−広幅材のＤＷＴＴ特性を向上させるための研究及び実験を重ねた結果、従来の製造法とは異なり、粗圧延を行った後仕上げ圧延前に水冷を行うことにより、オーステナイト結晶成長を抑制し、ＤＷＴＴ特性を確保することができる技術を見出した。また、本発明者らは、ＰＷＨＴ熱処理時に鋼材中に固溶されているＮｂが析出する場合には、析出強化によって逆に強度を上げることができるため、後熱処理による強度の低下を補償することができる点に着目した。したがって、これに適した鋼の組成、及び適切な制御技術が確立されれば、ＰＷＨＴを考慮した鋼材の追加的な強度を確保することに対する負担をなくすことができる点を発見し、本発明を提示するに至った。
【００１８】
以下、本発明をより詳細に説明する。
【００１９】
以下、本発明の低温ＤＷＴＴ特性及び耐水素誘起割れ性に優れ、かつＰＷＨＴ後にも強度低下がない厚肉−広幅厚板鋼材の組成成分、及びこの成分を制限する理由について説明する。ここで、「％」は、他に規定される場合を除いては「重量」を意味する。
【００２０】
Ｃ：０．０２〜０．０６％
Ｃは、他の成分とともに製造方法と密接に関連している。鋼成分の中でもＣは、鋼材の特性に最も大きな影響を与える。Ｃ含有量が０．０２％未満であると、製鋼工程中に成分を過度に制御するためのコストが生じるとともに、溶接熱影響部が必要以上に軟化する。これに対し、Ｃ含有量が０．０６％を超えると、鋼板の低温ＤＷＴＴ特性及び耐水素誘起割れ性を低下させ、溶接性を低下させるだけでなく、添加されたＮｂの大部分を圧延工程中に析出させて冷却時に析出量を減少させる。したがって、本発明では、Ｃ含有量の範囲を０．０２〜０．０６％に限定する。
【００２１】
Ｓｉ：０．５％以下（０％を含まない）
Ｓｉは、製鋼工程において脱酸剤として作用するだけでなく、鋼材の強度を高める役割を果たす。Ｓｉ含有量が０．５％を超えると、素材の低温ＤＷＴＴ特性が悪くなり、溶接性を阻害し、圧延時にスケール剥離を誘発するため、その含有量を０．５％以下に制限することが好ましい。Ｓｉ含有量が多少低くても、他の元素によって同様の効果を得ることができるため、Ｓｉ含有量の下限は特に制限しない。但し、本発明の一実施例では、上述したＳｉの役割、及びこの含有量を過度に下げようとすると製造コストが増加する可能性があることを考慮して、Ｓｉ含有量を０．１％以上に制限することがある。
【００２２】
Ｍｎ：０．８〜２．０％
Ｍｎは、低温靭性を阻害しないながらも鋼の焼入れ性を向上させる元素であって、０．８％以上とするのが好ましい。しかし、２．０％を超えると、水素誘起割れなどを誘発する中心偏析が発生して低温靭性が低下することはもちろん、鋼の硬化能が高まり、且つ溶接性が低下するという問題がある。したがって、その含有量を０．８〜２．０％に制限することが好ましい。特に、中心偏析をさらに制限するためには、０．８〜１．６％がより好ましい。
【００２３】
Ｐ：０．０３％以下
Ｐは、不純物元素であって、その含有量が０．０３％を超えると、溶接性が著しく低下するだけでなく、低温靭性が低下するため、その含有量を０．０３％以下に制限することが好ましい。特に、低温靭性を確保するためには、０．０１％以下とするのがより好ましい。
【００２４】
Ｓ：０．００３％以下
Ｓも、不純物元素であって、その含有量が０．００３％を超えると、鋼の延性、低温靭性、及び溶接性を低下させるという問題がある。したがって、その含有量を０．００３％以下に制限することが好ましい。特に、Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎＳ介在物を形成し、鋼の耐水素誘起割れ性を低下させるため、０．００２％以下がより好ましい。
【００２５】
Ａｌ：０．０６％以下
一般に、Ａｌは、溶鋼中に存在する酸素と反応して酸素を除去する脱酸剤としての役割を行う。したがって、Ａｌは、鋼材中に十分な脱酸力を備える程度とするのが一般的である。しかし、０．０６％を超えると、酸化物系介在物が大量に形成されて素材の低温靭性及び耐水素誘起割れ性を阻害するため、その含有量を０．０６％以下に制限する。
【００２６】
Ｎ：０．０１％以下
本発明において、Ｎは不純物として存在する。上記Ｎは鋼中から工業的に完全に除去することが難しいため、製造工程で許容できる範囲である０．０１％を含有量の上限とする。Ｎは、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖなどと窒化物を形成してオーステナイト結晶粒の成長を妨げ、靭性及び強度の向上に寄与するが、その含有量が０．０１％を超えて過度に含有されると、固溶状態のＮが存在し、これらの固溶状態のＮが低温靭性に悪影響を及ぼすため、その範囲を０．０１％に制限することが好ましい。
【００２７】
Ｎｂ：０．００５〜０．１％
Ｎｂは、スラブ再加熱時に固溶され、熱間圧延中にオーステナイト結晶粒の成長を抑制し、その後に析出して鋼の強度を向上させる役割を果たす。また、後熱処理時に炭素と結合して低温析出相を形成することにより、後熱処理時の強度低下を補償する役割を果たす。しかし、上記Ｎｂが０．００５％未満であると、後熱処理時の析出量が強度の低下を補償する程度にＮｂ系析出物を確保することが難しく、圧延工程中にオーステナイト結晶粒の成長が発生し、低温靭性を低下させる。これに対し、Ｎｂが０．１％を超えて過度になると、オーステナイト結晶粒が必要以上に微細化するだけでなく、粗大な析出物による低温靭性及び耐水素誘起割れ性が低下するため、本発明では、Ｎｂ含有量を０．１％以下に制限する。低温靭性の観点から、より好ましくは、０．０５％以下添加する。
【００２８】
Ｔｉ：０．００５〜０．０５％
Ｔｉは、スラブ再加熱時にＮと結合し、ＴｉＮの形でオーステナイト結晶粒の成長を抑制させるのに効果的な元素である。しかし、上記Ｔｉが０．００５％未満であると、オーステナイト結晶粒が粗大になって低温靭性を低下させ、これに対し、０．０５％を超えると、粗大なＴｉ系析出物が形成されて低温靭性及び耐水素誘起割れ性が低下するため、本発明では、Ｔｉの含有量を０．００５〜０．０５％に制限する。低温靭性の観点から、より好ましくは、０．０３％以下とする。
【００２９】
Ｃａ：０．０００５〜０．００５％
Ｃａは、ＭｎＳ介在物を球状化させる役割を果たす。ＭｎＳは、溶融点が低い介在物であって、圧延時に延伸して水素誘起割れの起点として作用する。添加されたＣａはＭｎＳと反応してＭｎＳの周囲を囲むため、ＭｎＳの延伸を妨害する。Ｃａ含有量が０．０００５％未満である場合には、その効果を期待することができない。逆に、大量になると、水素誘起割れの開始点となる可能性がある酸化物性介在物を大量に生成させるため、上限を０．００５％に制限する。
【００３０】
また、本発明では、下記関係式１で定義されるＣａ／Ｓの含有量比を０．５〜５．０に制御することが好ましい。上記Ｃａ／Ｓの比はＭｎＳの中心偏析及び粗大介在物の形成を代表する指数であって、０．５未満の場合には、ＭｎＳが鋼板の厚さ中心部に形成され、耐水素誘起割れ性を低下させる一方で、５．０を超えると、Ｃａ系粗大介在物が形成され、耐水素誘起割れ性を低下させる可能性がある。
［関係式１］
Ｃａ／Ｓ：０．５〜５．０
【００３１】
本発明の鋼板は、上述した組成に加えて、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖなどの元素のうち１種または２種以上の元素をさらに含むことができる。
【００３２】
Ｎｉ：０．０５〜０．５％
Ｎｉは、鋼の靭性を向上させる元素であって、低温靭性を劣化させることなく鋼の強度を増加させるために添加される。しかし、Ｎｉが０．０５％未満で添加されると、Ｎｉの添加による強度増加の効果が実質なく、０．５％を超えて添加されると、Ｎｉの添加によるコスト上昇をもたらすため、その含有量を０．０５〜０．５％に制限することが好ましい。
【００３３】
Ｃｒ：０．０５〜０．５％
Ｃｒは、スラブ再加熱時に、オーステナイトに固溶されて鋼材の焼入れ性を増加させる役割を果たすため、０．０５％以上で含むことができる。しかし、０．５％を超えて添加されると、溶接性が低下するという問題があるため、その含有量を０．０５〜０．５％に制限することが好ましい。
【００３４】
Ｍｏ：０．０２〜０．４％
Ｍｏは、Ｃｒと同様であるかまたはより積極的な効果を有する元素であって、鋼材の焼入れ性を増加させ、熱処理材の強度低下を防止する役割を果たす。上記Ｍｏが０．０２％未満添加される場合には、鋼の焼入れ性を確保することが難しいだけでなく、熱処理後の強度低下が過度になる。これに対し、０．４％を超えて添加されると、低温靭性の弱い組織を形成させ、溶接性を低下させ、且つ焼戻し脆性を起こすため、０．０２〜０．４％に制限することが好ましい。
【００３５】
Ｖ：０．００５〜０．１％
Ｖは、鋼材の焼入れ性を増加させて強度を高めるが、後熱処理時に一部が析出してＮｂの析出を追加で補完し、強度低下の防止に活用される。しかし、上記Ｖは、０．００５％未満であると、熱処理材の強度低下を防止する効果が実質なく、０．１％を超えて添加されると、鋼の焼入れ性増加により低温相が形成され、低温靭性及び耐水素誘起割れ性を低下させるため、本発明では、Ｖ含有量を０．００５〜０．１％に制限する。低温靭性の観点からは、０．０５％以下がより好ましい。
【００３６】
Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、及びＶの合計：０．８％以下
本発明では、下記関係式２で定義されるＮｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖの合計を０．８％以下に制御する。
［関係式２］
Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ≦０．８％
上記Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、及びＶは、鋼材の低温ＤＷＴＴ特性及び水素誘起割れ特性に対する影響が支配的であるＣ及びＭｎを除いては鋼の炭素当量を増加させる元素であり、その含有量の合計が０．８重量％を超えると、鋼の強度を必要以上に大きくし、低温ＤＷＴＴ特性及び耐水素誘起割れ性が低下するだけでなく、製造コストが過度に高くなる可能性がある。
【００３７】
［関係式３］
Ｎｂ−０．５＊Ｃ＋０．３５＊Ｎ＞０％
また、本発明では、関係式３を満たすようにＮｂ、Ｃ、及びＮ含有量を有することが好ましい。本発明において、Ｎｂは、後熱処理時に析出し、析出物を形成する必要がある。ところが、Ｎｂ、Ｃ、及びＮ含有量が関係式３を満たさない場合には、大部分のＮｂが加熱、圧延、冷却中に析出し、後熱処理時に析出して強度低下を防止する効果がない可能性がある。
【００３８】
一方、本発明の低温ＤＷＴＴ特性及び耐水素誘起割れ性に優れた降伏強度５００ＭＰａ以上級の厚肉−広幅鋼材は、アシキュラーフェライトまたはアシキュラーフェライトとポリゴナルフェライトの複合組織を有することができる。すなわち、本発明の低温ＤＷＴＴ特性及び耐水素誘起割れ性に優れた厚板鋼板は、厚さ３０ｍｍ以上の厚肉−広幅であっても、降伏強度５００Ｍｐａ以上の高強度を維持しながら、低温ＤＷＴＴ特性及び耐水素誘起割れ性に優れた鋼であって、基地組織として、アシキュラーフェライトまたはアシキュラーフェライトとポリゴナルフェライトの複合組織相を有することが好ましい。また、低温ＤＷＴＴ特性を確保するために、厚さ中心部においてＤＷＴＴ特性を損なう上部ベイナイトの形成を抑制する必要があるため、厚さ中心部を基準に上下部１０ｍｍ以内の上部ベイナイトの分率を５面積％以下に制限することが好ましい。
【００３９】
上述した有利な組成及び鋼微細組織を有する本発明の鋼板は、本発明が属する技術分野で通常の知識を有する者であれば、過度な繰り返し実験を行うことなく、本発明が属する技術分野における通常の知識を用いて容易に製造することができる。但し、本発明では、いくつかの例を挙げて、本発明の発明者が発見した有利な製造方法を提案する。
【００４０】
まず、本発明では、上述したような組成成分を有する鋼スラブを１１００〜１３００℃の温度範囲で再加熱した後、粗圧延する。
【００４１】
本発明の一実施例において、スラブの再加熱温度は、１１００〜１３００℃に制限することが好ましい。再加熱温度が本発明で制限する上限値の１３００℃を超えると、オーステナイト結晶粒が粗大化し、鋼の低温ＤＷＴＴ特性が低下し、１１００℃未満では、合金元素の再固溶率が低下する可能性がある。したがって、本発明では、再加熱温度の範囲を１１００〜１３００℃に制限することが好ましく、より好ましくは、低温靭性の観点から１１００〜１２００℃に制限する。
【００４２】
次に、本発明では、上記粗圧延された鋼スラブを水冷することで、仕上げ圧延開始までの保持時間を３００秒以下に制御する。
【００４３】
本発明の一実施例では、ＤＷＴＴ特性を確保するために粗圧延後仕上げ圧延開始までの保持時間を３００秒以下に制限する。本発明において、粗圧延後仕上げ圧延開始までの保持時間を３００秒以下に制限する理由は、一般の加熱−粗圧延−空冷待機−仕上げ圧延の方法では高強度厚肉−広幅材の低温ＤＷＴＴ特性を確保することが難しく、特に高温で鋼板が維持される場合、粗圧延によって圧延された組織が成長して粗大化し、結果として、鋼板の低温靭性が劣るようになる可能性があるためである。したがって、本発明の一実施例では、一般の粗圧延後の棒鋼（Ｂａｒ）を強制的に水冷し、３００秒以内に仕上げ圧延開始温度まで冷却することにより、仕上げ圧延前のオーステナイト結晶成長を抑制する。上記粗圧延後仕上げ圧延開始までの保持時間が３００秒を超えると、仕上げ圧延前のオーステナイト結晶粒成長により、鋼板の低温ＤＷＴＴ特性を確保することができなくなることがある。また、より好ましくは、低温ＤＷＴＴ特性の観点から、１００秒以内に制御する。
【００４４】
そして、本発明では、Ａｒ３＋２００℃〜Ａｒ３＋３０℃の温度において累積圧下率５０％以上で仕上げ圧延する。できる限り結晶粒及び析出物の成長を抑制しながら、初晶フェライトの生成を防止するために、本発明では、仕上げ圧延温度をＡｒ３＋２００℃〜Ａｒ３＋３０℃に制限する。上記仕上げ圧延温度がＡｒ３＋２００℃よりも高いと、結晶粒及びＮｂ析出物が成長し、低温ＤＷＴＴ特性を低下させる。これに対し、Ａｒ３＋３０℃よりも低いと、冷却開始温度がＡｒ３以下に下がり、二相域冷却開始による初晶フェライトが冷却開始前に形成されるため、鋼の強度を低下させる可能性がある。
【００４５】
このとき、本発明では、累積圧下率５０％以上になるように仕上げ圧延することが好ましい。本発明において対象とする鋼板は、厚さ３０ｍｍ以上の厚肉鋼板であることから、中心部まで十分な圧下力を伝達して結晶粒を微細化するために、仕上げ圧延における累積圧下率を５０％以上に制限する。仕上げ圧延における累積圧下率が本発明で提案する下限である５０％未満であると、中心部まで圧延による再結晶が発生せず、中心部結晶粒が粗大化し、低温ＤＷＴＴ特性が損なわれる可能性がある。
【００４６】
そして、本発明では、上記仕上げ圧延された  鋼板をＡｒ３＋１００℃〜Ａｒ３において１５℃／秒以上の冷却速度で冷却を開始し、５００℃以下で冷却を終了する。
【００４７】
本発明では、上記仕上げ圧延を行った後、冷却を行う。
【００４８】
本発明の冷却方法は、仕上げ圧延終了後に、オーステナイト単相域において冷却を開始して水冷する方法を用いる。このとき、冷却開始温度をＡｒ３＋１００℃〜Ａｒ３の温度範囲とすることが好ましい。上記冷却開始温度がＡｒ３＋１００℃を超えると、仕上げ圧延温度が上昇し、鋼材の低温ＤＷＴＴの観点で不利となる可能性がある。これに対し、Ａｒ３未満であると、冷却前に初晶フェライトが形成し、鋼の強度を確保することが難しくなるだけでなく、残留オーステナイトが上部ベイナイトに変態するため、低温ＤＷＴＴ特性及び耐水素誘起割れ性が低下するおそれがある。
【００４９】
また、本発明では、上記冷却開始温度において１５℃／秒以上の冷却速度で冷却終了温度の５００℃以下に冷却する。冷却速度または冷却終了温度が本発明で提案する範囲を外れると、冷却が十分ではないため、本発明で提案する微細組織を実現することができないだけでなく、鋼板の降伏強度も確保することができない。
【００５０】
その後、本発明では、上記冷却を終了した厚板鋼材をＰＷＨＴ熱処理することができる。
【実施例】
【００５１】
以下、実施例を通じて本発明をより詳細に説明する。しかし、かかる実施例の記載は、本発明の実施を例示するためのものであって、かかる実施例の記載によって本発明が制限されるものではない。本発明の権利範囲は、特許請求の範囲に記載された事項とそれから合理的に類推される事項によって決定されるためである。
【００５２】
（実施例）
表１の組成を有するスラブを加熱、熱間圧延、及び加速冷却を介して鋼板を製造した。表２において、発明例は本発明の組成及び製造条件に符合するものであり、比較例は本発明の組成及び製造条件のいずれか一つ以上を外れたものである。
【００５３】
表２の発明例及び比較例は、表１の組成及び下記表２の製造工程の条件に従うことを除いては、同一の工程により製造されたものである。具体的には、発明例及び比較例の鋼板は、表１の組成を有するスラブを、表２のサイズで熱間圧延を行い、且つ表２の加熱温度で加熱し、一般の条件で粗圧延を行った後、表２の条件で仕上げ圧延開始までの待機時間を制御し、表２の条件で仕上げ圧延を行った後、冷却したものである。また、冷却が完了した鋼板に対しては６２０℃のＰＷＨＴ温度で熱処理を行った。
【００５４】
上記のように製造された鋼板に対して、表３に示すように微細組織を検査し、中心部における上部ベイナイトの面積分率及びＰＷＨＴ後の降伏強度の変化量、ＤＷＴＴ延性破面率、水素誘起割れ感度（ＣＬＲ：Ｃｒａｃｋ  Ｌｅｎｇｔｈ  Ｒａｔｉｏ）を測定し、その結果を表３に示した。
【００５５】
上記上部ベイナイトの面積分率は、鋼板の微細組織を厚さ中心部を基準に上下部１０ｍｍ以内で観察したものであり、ＤＷＴＴ延性破面率は、ＡＰＩ−５Ｌ規格基準−２０℃において評価したものであり、水素誘起割れ感度（ＣＬＲ）は、ＮＡＣＥ（米国  Ｎａｔｉｏｎａｌ  Ａｓｓｏｃｉａｔｉｏｎ  ｏｆ  Ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ  Ｅｎｇｉｎｅｅｒｓ）で規定された方法に準じて試験を経た後、試験片全長さに対して発生した水素誘起割れの長さの百分率を求めて記載したものである。
【００５６】
表１の記載値は重量％を意味する。比較例１〜５の場合は、鋼組成成分が本発明の範囲を外れた場合の例であり、比較例６〜１１の場合は、鋼組成成分は本発明の範囲を満たしているものの、製造工程条件が本発明の範囲を外れた場合の例である。
【００５７】
【表１】
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【００５８】
【表２】
0006886519.tif 000003
【００５９】
【表３】
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【００６０】
表１〜表３に示すように、発明例１から３の場合は、本発明の鋼成分範囲及び製造工程の条件を満たす場合であって、降伏強度が５００ＭＰａ以上であり、−２０℃におけるＤＷＴＴ延性破面率が８５％以上であることから、耐水素誘起割れ性に優れることが分かる。
【００６１】
これに対し、本発明の鋼組成成分及び製造工程条件のいずれか一つ以上を外れる比較例１〜１１の場合は、降伏強度が５００ＭＰａ未満であるか、６２０℃ＰＷＨＴ後の強度が低下したか、または低温ＤＷＴＴ特性や耐水素誘起割れ性が十分ではないことが分かる。
【００６２】
これにより、本発明の実施例によって鋼板を製造することにより、厚さ３０ｍｍ以上、幅３，５００ｍｍ以上の低温ＤＷＴＴ特性及び耐水素誘起割れ性に優れた降伏強度５００Ｍｐａ級の厚板鋼材を得ることができるとともに、後熱処理後にも降伏強度の低下がない鋼板を得ることができる点が分かる。
【図１】
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