(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、Ｃ：０．０２〜０．１０％、Ｍｎ：０．６〜１．７％、Ｓｉ：０．５％以下（０％は除く）、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｖ：０．００５〜０．０８％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物からなり、
微細組織としてフェライト及びパーライトの複合組織を含み、旧オーステナイト結晶粒サイズ（ｇｒａｉｎ    ｓｉｚｅ）がＡＳＴＭ粒度番号１０以上であり、フェライト結晶粒サイズがＡＳＴＭ粒度番号９以上であることを特徴とする高強度高靭性厚鋼板。
【請求項２】
前記厚鋼板は、重量％で、Ｎｉ：０．５％以下及びＣｒ：０．５％以下のうち１種以上をさらに含むことを特徴とする請求項１に記載の高強度高靭性厚鋼板。
【請求項３】
前記厚鋼板は、重量％で、Ｔｉ：０．０５％以下をさらに含むことを特徴とする請求項１に記載の高強度高靭性厚鋼板。
【請求項４】
前記厚鋼板は、面積分率で、８５〜９５％のフェライトと５〜１５％のパーライトを含むことを特徴とする請求項１に記載の高強度高靭性厚鋼板。
【請求項５】
前記厚鋼板は、降伏比（降伏強度（ＭＰａ）／引張強度（ＭＰａ））が８０〜９２％であり、−７０℃での衝撃靭性が３００Ｊ以上であることを特徴とする請求項１に記載の高強度高靭性厚鋼板。
【請求項６】
重量％で、Ｃ：０．０２〜０．１０％、Ｍｎ：０．６〜１．７％、Ｓｉ：０．５％以下（０％は除く）、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｖ：０．００５〜０．０８％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含む鋼スラブを１１００℃以上で再加熱する段階と、
前記再加熱された鋼スラブを７８０〜８５０℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を製造する段階と、
前記仕上げ熱間圧延後、常温まで空冷する段階と、を含むことを特徴とする請求項１に記載の高強度高靭性厚鋼板の製造方法。
【請求項７】
前記鋼スラブは、重量％で、Ｎｉ：０．５％以下及びＣｒ：０．５％以下のうち１種以上をさらに含むことを特徴とする請求項６に記載の高強度高靭性厚鋼板の製造方法。
【請求項８】
前記鋼スラブは、重量％で、Ｔｉ：０．０５％以下をさらに含むことを特徴とする請求項６に記載の高強度高靭性厚鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高強度高靭性厚鋼板及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
鋼の靭性は強度とは相反する特性であるため、強度と靭性を両立させつつ、優れた強度と靭性を確保するには難しさが伴う。
従来は、高合金の鋼材に対して熱処理を行う方法によって、強度及び靭性をともに確保しようとしていたが、高価な合金成分の活用によるコスト上昇はもちろんのこと、多くの成分が含有されることを要因とする溶接及び切断時に欠陥などが発生する問題がある。
そこで、合金成分を調整し、製造条件のうち圧延及び冷却を制御して組織を最適化することにより、強度と靭性をともに確保しようとする熱制御圧延技術が開発され活用されてきた（特許文献１等を参照）。
【０００３】
一方、鋼材の厚さが１５ｍｍｔ未満の場合には、厚さが薄いため、圧延後の冷却時に空冷を行っても、鋼材内部まで十分に冷却を誘導することができるが、鋼板の厚さが１５ｍｍｔ以上の場合には、内部潜熱が高く空冷工程では十分な冷却を誘導するのに限界がある。
このような理由から、通常１５ｍｍｔ以上の厚物鋼材に対しては、圧延後の冷却時に水冷をすることにより冷却速度を調節しながら、組織微細化を誘導する加速冷却技術を活用している。
【０００４】
しかし、上記のような加速冷却を行うためには適切な設備が必要とされる。その一方で、操業が不安定になった場合、冷却の不均一が生じ、内部残留応力の偏差により加工中に曲げなどへ影響を及ぼす可能性があるため、厳格な管理が要求されるという問題がある。
そのため、厚さ１５ｍｍｔ以上の厚物鋼材を製造するにあたり、設備投資を最小限に抑えるとともに、製品の品質を安定的に確保する方策の開発が求められていた。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】韓国公開特許第１０−２０１６−０１３８７７１号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
本発明の課題は、厚さ１５ｍｍｔ以上の厚物鋼材を熱加工制御工程（Ｔｈｅｒｍｏ−Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ  Ｃｏｎｔｒｏｌ  Ｐｒｏｃｅｓｓ：以下、ＴＭＣＰと略す）により製造するにあたり、水冷を用いた加速冷却を行わなくても高強度及び高靭性を有する高強度高靭性厚鋼板、及びこれを製造する方法を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
本発明の高強度高靭性厚鋼板は、重量％で、Ｃ：０．０２〜０．１０％、Ｍｎ：０．６〜１．７％、Ｓｉ：０．５％以下（０％は除く）、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｖ：０．００５〜０．０８％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物からなり、微細組織としてフェライト及びパーライトの複合組織を含み、オーステナイト結晶粒サイズ（ｇｒａｉｎ  ｓｉｚｅ）がＡＳＴＭ粒度番号１０以上であり、フェライト結晶粒サイズがＡＳＴＭ粒度番号９以上であることを特徴とする。
【０００８】
本発明の高強度高靭性厚鋼板の製造方法は、上述した合金組成を満たす鋼スラブを１１００℃以上で再加熱する段階と、上記再加熱された鋼スラブを７８０〜８５０℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を製造する段階と、上記仕上げ熱間圧延後、常温まで空冷する段階と、を含むことを特徴とする。
【発明の効果】
【０００９】
本発明によると、衝撃靭性を０℃から−７０℃に至るまで安定的に確保することができる厚鋼板を提供することができる。
圧延後の冷却時に加速冷却を行わなくても高効率の厚鋼板を提供することができるため経済的に有利になる効果がある。
【発明を実施するための形態】
【００１０】
本発明者らは、厚さ１５ｍｍｔ以上の厚物鋼材をＴＭＣＰ工程を用いて製造するにあたり、従来の水冷工程を行わなくても、従来の方法によって製造された厚物鋼材と同等以上の物性を有する厚鋼板を提供するために鋭意研究を行った。
その結果、合金組成及び製造条件を最適化することにより、圧延後の冷却時に空冷を行っても、目標とする物性を有する厚鋼板を製造することができる点を確認し、本発明を完成させるに至った。
特に、本発明は、加速冷却を行わないことにより失われた冷却効果を補完するために、組織を微細に制御する一方で、鋼の合金組成のうち特に、バナジウム（Ｖ）の特性によってて優れた強度及び靭性を確保したことに技術的特徴がある。
【００１１】
以下、本発明について詳細に説明する。
本発明の一側面による高強度高靭性厚鋼板は、重量％で、Ｃ：０．０２〜０．１０％、Ｍｎ：０．６〜１．７％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｖ：０．００５〜０．０８％を含むことが好ましい。
以下では、本発明の厚鋼板の合金組成を上記のように制御した理由について詳細に説明する。このとき、特別な記載がない限り、各成分の含有量は重量％を意味する。
【００１２】
Ｃ：０．０２〜０．１０％
炭素（Ｃ）は、鋼の強度を向上させる必須元素である。かかるＣの含有量が過度に含まれる場合には、高温強度の向上により、圧延中圧延負荷が増加する原因となり、−２０℃以下の極低温での靭性が不安定になる。
一方、Ｃの含有量が０．０２％未満である場合には、本発明で要求されるレベルの強度を確保することが難しく、０．０２％未満に制御するための脱炭工程が必要とされてコスト上昇などが誘発されるおそれがある。これに対し、Ｃの含有量が０．１０％を超えると、圧延負荷が増加して、本発明で制御する温度範囲での圧延が正しく行われず、強度の向上に有利な他の元素を制御することが困難となり、靭性を十分に確保することができない。
したがって、本発明では、上記Ｃの含有量を０．０２〜０．１０％に制御することが好ましい。
【００１３】
Ｍｎ：０．６〜１．７％
マンガン（Ｍｎ）は、鋼の衝撃靭性を確保するとともにＳなどの不純物元素を制御するための必須元素であるが、上記Ｃとともに過度に添加される場合には溶接性が低下するおそれがある。
本発明では、上述のように、Ｃの含有量を制御することにより、鋼の靭性を効果的に確保することができ、高強度を得ようとする場合において、Ｃを追加することなくＭｎで強度を向上させることができるため、衝撃靭性を維持することができる。
上述した効果を奏するようにするためにはＭｎを０．６％以上含むことが好ましいが、Ｍｎの含有量が増加し１．７％を超えると、過度な炭素当量が原因となって溶接性が低下し、鋳造中偏析によって厚鋼板内の局部的靭性低下及びクラック発生などが生じるおそれがある。
したがって、本発明では、上記Ｍｎの含有量を０．６〜１．７％に制御することが好ましい。
【００１４】
Ｓｉ：０．５％以下（０％を除く）
ケイ素（Ｓｉ）は、鋼の脱酸のための主要な元素でありながら、固溶強化により鋼の強度を確保するのに有利な元素である。
但し、かかるＳｉの含有量が０．５％を超えると、圧延中の負荷を高め、母材（厚鋼板自体）及び溶接時の溶接部の靭性を劣化させる問題がある。
したがって、本発明では、上記Ｓｉの含有量を０．５％以下に制御することがよい。但し、０％は除く。
【００１５】
Ｐ：０．０２％以下
リン（Ｐ）は、鋼の製造中に必然的に含有される元素であり、偏析しやすく、低温変態組織を容易に形成して靭性の低下への影響が大きい元素である。
したがって、かかるＰの含有量をできる限り低く制御することが好ましく、本発明では、Ｐを最大０．０２％含有しても物性の確保には大きな無理がないため、上記Ｐの含有量を０．０２％以下に制御する。
【００１６】
Ｓ：０．０１５％以下
硫黄（Ｓ）は、鋼の製造中に必然的に含有される元素である。かかるＳの含有量が多すぎると、非金属介在物を増加させて靭性を劣化させる問題がある。
したがって、かかるＳの含有量をできる限り低く制御することが好ましく、本発明では、Ｓを最大０．０１５％含有しても物性の確保には大きな無理がないため、上記Ｓの含有量を０．０１５％以下に制御する。
【００１７】
Ｎｂ：０．００５〜０．０５％
ニオブ（Ｎｂ）は、高温析出を介して圧延中の組織を微細に維持するのに有利な元素であり、強度及び衝撃靭性の確保に重要な元素である。特に、本発明では、一連の製造条件を制御することにより確保される組織微細化に加えて、安定的な組織微細化を得るために、上記Ｎｂの添加が要求される。
上記Ｎｂの含有量は、圧延のためのスラブ再加熱時の温度、及び時間によって溶解されるＮｂの量によって決定される。但し、通常、Ｎｂの含有量が０．０５％を超えると、溶解範囲を超えるため好ましくない。これに対し、上記Ｎｂの含有量が０．００５％未満である場合には、析出量が不十分であり、上述した効果を十分に得ることができないため好ましくない。
したがって、本発明では、上記Ｎｂの含有量を０．００５〜０．０５％に制御することが好ましい。
【００１８】
Ｖ：０．００５〜０．０８％
バナジウム（Ｖ）は、鋼の強度確保に重要な元素である。特に、本発明では、鋼の衝撃靭性を確保するためにＣの含有量を制限し、また偏析への影響を制御するためにＭｎの含有量を制限するため、上記Ｃ及びＭｎの制限に加えて加速冷却を行わないことに伴う不十分な強度をＶの添加を介して確保することができる。また、Ｖは、低温度域で析出が起こるため、限られた温度範囲での圧延時の圧延負荷を減らすという効果がある。
但し、Ｖの含有量が０．０８％を超えると、析出物が過度に形成されて脆性が誘発されるおそれがあるため好ましくない。これに対し、Ｖの含有量が０．００５％未満である場合には、析出量が不十分であり、上述した効果を十分に得ることができないため好ましくない。
したがって、本発明では、Ｖの含有量を０．００５〜０．０８％に制御することが好ましい。
【００１９】
一方、本発明は、上述した合金組成を満たす厚鋼板に対して物性をさらに向上させるために、Ｎｉ及びＣｒのうち１種以上をそれぞれ０．５％以下さらに含むことができ、Ｔｉを０．０５％以下さらに含むことができる。
ニッケル（Ｎｉ）及びクロム（Ｃｒ）は、鋼の強度を確保するために添加されることができ、炭素当量や必須に含有される成分の制限などを考慮して０．５％以下に添加されることが好ましい。
チタン（Ｔｉ）は、鋼の強度を調整するとともに、表面品質を管理するために添加される。但し、過度に添加されるときの析出物による粒界脆性などの影響を考慮して０．０５％以下に制限されることが好ましい。
【００２０】
本発明の残りの成分は鉄（Ｆｅ）である。但し、通常の製造工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するため、これを排除することはできない。これらの不純物は、当該技術分野における通常の知識を有する技術者であれば容易に理解されるものであるため、本明細書ではそのすべての内容について特に言及しない。
【００２１】
上述した合金組成を満たす本発明の厚鋼板は、微細組織としてフェライト及びパーライトの複合組織を含むことが好ましい。
より具体的には、本発明は、面積分率で、８５〜９５％のフェライトと５〜１５％のパーライトを含むことにより、目標とする強度及び衝撃靭性を確保することができる。
上記パーライト分率が高すぎると、引張強度に対する降伏強度が過度に高くなるおそれがある。
【００２２】
このように、フェライト及びパーライトの複合組織を含む場合において、本発明では、上記フェライトの結晶粒サイズがＡＳＴＭ粒度番号９以上であることが好ましい。もし、上記フェライト結晶粒サイズがＡＳＴＭ粒度番号９未満であると、粗大な結晶粒が形成されて目標とするレベルの強度及び靭性を確保することができなくなる。
上記フェライト結晶粒サイズは、オーステナイト結晶粒サイズの影響を受ける。よって、本発明では、上記オーステナイト結晶粒サイズがＡＳＴＭ粒度番号１０以上であることが好ましい。もし、上記オーステナイト結晶粒サイズがＡＳＴＭ粒度番号１０未満であると、最終製品で微細な組織を得ることができず、目標とする物性を確保することができなくなる。
【００２３】
上記のように合金組成及び微細組織をともに満たす本発明の厚鋼板は、降伏比（降伏強度（ＭＰａ）／引張強度（ＭＰａ））が８０〜９２％レベルであり、−７０℃での衝撃靭性が３００Ｊ以上と、極低温衝撃靭性に優れるだけでなく、高強度を有する。
本発明の厚鋼板は１５ｍｍｔ以上、より好ましくは１５〜７５ｍｍｔの厚さを有することが好ましい。
【００２４】
以下、本発明の他の一側面である極低温靭性に優れた厚鋼板を製造する方法について説明する。
簡単に説明すると、本発明は、［鋼スラブの再加熱−熱間圧延−冷却］工程を経ることにより、目標とする厚鋼板を製造することができる。以下では、各段階別の条件について詳細に説明する。
【００２５】
［再加熱段階］
まず、上述した合金組成を満たす鋼スラブを設けた後、これを１１００℃以上で再加熱することが好ましい。
上記再加熱工程は、鋳造中に形成されたニオブ化合物を用いることで、組織微細化を図るためのものである。Ｎｂを再溶解した後、微細に分散及び析出させるために１１００℃以上で行うことが好ましい。
上記再加熱時の温度が１１００℃未満の場合には、溶解が適切に行われず、微細結晶粒を誘導することができない。その結果、最終鋼材で強度を確保することが難しくなる。また、析出物による結晶粒の制御が難しく、後述する圧延条件を制御して得られる組織微細化だけでは安定的な組織微細化及び目標物性を得ることができなくなる。
【００２６】
［熱間圧延］
上記によって再加熱された鋼スラブを熱間圧延して熱延鋼板を製造することができる。
このとき、仕上げ熱間圧延は、７８０〜８５０℃の温度範囲で行うことが好ましい。
もし、仕上げ熱間圧延時の温度が７８０℃未満である場合には、二相域圧延が行われて初析組織の形成及び圧延中変形が原因となって、圧延または切断後に残留応力の不均一が生じ、形状制御が難しくなるという問題がある。これに対し、その温度が８５０℃を超えると、オーステナイトの再結晶により結晶粒成長に伴う強度低下のおそれがある。
圧延後の形状が不均一である場合には、矯正設備を用いて平坦度を確保する必要がある。但し、冷間矯正時に矯正中応力の影響によって板に追加の残留応力が存在するおそれがある。したがって、残留応力を排除するために、熱間において矯正することが重要である。本発明では、単相域区間である７８０〜８５０℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延を行うことにより熱間矯正に必要な温度を確保し、矯正後にも応力除去が可能な回復温度を確保して最終製品の追加加工でも形状不均一などのおそれを最小限に抑えることができる。
【００２７】
［冷却］
上記工程によって製造された熱延鋼板を常温まで冷却して、最終の厚鋼板を製造する。このとき、冷却は空冷を行うことが好ましい。
本発明は、熱延鋼板の冷却時に空冷を行うことにより、別途の冷却設備を必要としないため、経済的に有利であり、空冷を行っても目標とする物性をすべて得ることができる。
【実施例】
【００２８】
以下、実施例を通じて本発明をより具体的に説明する。但し、下記実施例は本発明をより詳細に説明するためのもので、本発明の権利範囲を限定するためのものではない。本発明の権利範囲は、特許請求の範囲に記載された事項及びこれから合理的に類推される事項によって決定される。
【００２９】
（実施例）
下記表１に示す合金組成を有するスラブを１１００℃以上で再加熱した後、下記表２に示す条件で仕上げ熱間圧延及び冷却を行って最終的な厚鋼板を製造した。
このとき、発明鋼１に対しては、厚さ２５ｍｍｔ及び５０ｍｍｔを有する厚鋼板をそれぞれ製造し、発明鋼２及び３に対してはそれぞれ厚さ３０ｍｍｔを有するように製造した。そして、比較鋼１に対しては厚さ３０ｍｍｔ、比較鋼２及び３に対してはそれぞれ厚さ２５ｍｍｔ及び３０ｍｍｔを有するように製造した。
次に、それぞれの厚鋼板に対して１／４ｔ（ここで、ｔは厚さ（ｍｍ）を意味する）の地点における微細組織を顕微鏡を用いて観察し、全厚さでＬ０＝５．６５√Ｓ０比例試験片（ここで、Ｌ０はｏｒｉｇｉｎａｌ  ｇａｕｇｅ  ｌｅｎｇｔｈ、Ｓ０はｏｒｉｇｉｎａｌ  ｃｒｏｓｓ−ｓｅｃｔｉｏｎａｌ  ａｒｅａを意味する）を用いて引張特性を評価し、その結果を下記表３に示した。
また、各厚鋼板のシャルピーＶ−ノッチ衝撃特性を評価し、その結果を下記表４に示した。
【００３０】
【表１】
0006818147.tif 000002
【００３１】
【表２】
0006818147.tif 000003
【００３２】
【表３】
0006818147.tif 000004
（上記表３において、Ｆ分率を除いた残りはＰである。ここで、Ｆはフェライト、Ｐはパーライトを意味する。）
【００３３】
【表４】
0006818147.tif 000005
【００３４】
上記表３に示したとおり、本発明の厚鋼板は、圧延後に冷却時の空冷工程を行っても、従来の圧延後水冷を介して物性を確保する鋼（比較鋼１）と同等の物性（結晶粒サイズや降伏比など）を確保することができることが確認される。
一方、比較鋼３は、Ｎｂの添加量が多すぎるにもかかわらず、強度の上昇が不十分である。これは、Ｎｂの添加量が増加しても、固溶量の制限によって上記Ｎｂによる効果が十分に発現されないことに起因する。
また、下記表４に示したとおり、本発明の厚鋼板は、−７０℃に至るまでの衝撃遷移が発生しないことが確認できる。
これに対し、比較鋼２の場合には、鋼の合金組成のうちＶの含有量が過度に多いため−４０℃の領域付近で衝撃遷移が発生した。
【００３５】
また、厚鋼板を製造するにあたり、スラブの再加熱時の抽出温度が強度に及ぼす影響を確認した。具体的には、下記表５に示すそれぞれの抽出温度を満たすように発明鋼１のスラブを加熱し、厚さ２５ｍｍｔになるように８２０℃で仕上げ熱間圧延した後、常温まで空冷してそれぞれの厚鋼板を製造した。
その後、上記それぞれの厚鋼板に対する引張特性を評価した。
【００３６】
【表５】
0006818147.tif 000006
【００３７】
上記表５に示したとおり、抽出温度が低くなるほど強度が弱くなることが分かる。特に、抽出温度が１０９０℃である場合には、抽出温度が１１６８℃である場合に比べて約６０〜９０ＭＰａ程度の強度低下が認められ、降伏比も８０％未満低くなることが確認できる。
尚、抽出温度が低くなるほど、組織微細化などに影響を及ぼすＮｂの再固溶効果が減少し、これは同様の圧延条件で強度及び降伏比の減少を起こすようになる。
したがって、再加熱時の抽出温度を１１００℃以上にして行うことが好ましいことが確認できる。