JP7045459B2

JP7045459B2 - 低温での耐破壊特性に優れた極地環境用高強度鋼材及びその製造方法

Info

Publication number: JP7045459B2
Application number: JP2020533253A
Authority: JP
Inventors: オム，ギョン‐グン; イ，ハク‐チョル; キム，ウ‐ギョム
Original assignee: Posco Co Ltd
Current assignee: Posco Holdings Inc
Priority date: 2017-12-22
Filing date: 2018-12-18
Publication date: 2022-03-31
Anticipated expiration: 2038-12-18
Also published as: CN111492085B; KR20190076758A; EP3730659A4; WO2019124945A1; KR102045641B1; EP3730659A1; JP2021507989A; CN111492085A

Description

本発明は、低温での耐破壊特性に優れた極地環境用高強度鋼材及びその製造方法に係り、より詳しくは、造船や海洋構造用鋼材に好適に適用可能な、低温での耐破壊特性に優れた極地環境用高強度鋼材及びその製造方法に関する。

地球温暖化により北極地域の氷が次第に減少しており、これに伴い、ヨーロッパと東アジアを結ぶ北極海航路に対する関心が高まっている。近年、夏季に限って試験的に貨物船の運行が行われることがあり、従来の東南アジアを通る航路に比べて、時間とコストが最大３０％以上節約できるという結果も報告されている。さらに、２０～３０年以内に北極の氷が完全に消滅した場合、北極点を横切る直線航路も予想されている。したがって、北極地域を通過する船舶の必要性が益々現実化しており、かかる極地環境で安全な船舶の設計、及び使用される極地環境用鋼材の必要性が益々増加する傾向にある。

従来の構造用鋼材は、極地環境、すなわち、－６０度に至る低温及び流氷などによる衝撃に曝される環境では破壊に弱いため、これを克服できる新しい低温での耐破壊特性に優れた極地環境用高強度鋼材が必要である。
一般に、大型船舶や石油採掘プラットホームなどで用いられる厚い高強度鋼材が低温での破壊に弱い理由は、下記のとおりである。高強度の極厚物鋼材は、強度を確保するために、Ｍｎ、Ｍｏなどの合金元素の添加量を増やさなければならず、また、極厚物鋼材の製造時に、低い圧延圧下率と遅い加速冷却速度により、粗大な粒状ベイナイトやＭＡなどの硬質相の組織が生成されやすいためである。かかる微細組織により、鋼材は、低温での破壊に対する抵抗特性が極めて弱いという特徴を有する。したがって、極厚物材の高強度及び優れた低温での耐破壊特性を有するためには、組織の微細化と、粒状ベイナイトやＭＡなどの硬質組織を極度に低減させる必要がある。

上記の問題を解決するためには、（１）極限的にスラブの再加熱温度を下げ、低温で制御圧延することで組織を微細化するか、（２）Ｃｕを１％以上添加し、低温でテンパリングすることで、微細なＣｕ析出物で強度を向上させるか、（３）硬質相である粒状ベイナイトなどの低温靭性を向上させるために、多量のＮｉを添加するか、（４）ＭＡ組織を極限的に減らすために、Ｃなどの助長元素を最小化するなどの方法が用いられている。しかし、船舶などの構造物が次第に大型化しており、使用環境が極地環境に変化してきているため、上記のような従来の方法を単に適用するだけでは、低温での破壊開始及び伝播抵抗性を十分に確保しにくいという問題がある。
したがって、低温での破壊開始及び伝播抵抗性がより向上した高強度鋼材及びその製造方法の開発が求められている。

韓国公開特許第２００２－００２８２０３号公報

本発明は、上記の従来技術の問題を解決するためになされたものであって、その目的とするところは、低温での破壊開始及び伝播抵抗性に優れた高強度鋼材及びその製造方法を提供することにある。
本発明の課題は、上記の内容に限定されず、本明細書の内容全体から理解することができ、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、本発明の付加的な課題を理解するのに何ら困難がない。

前記の目的を達成するためになされた本発明の低温での耐破壊特性に優れた高強度鋼材は、
重量％で、Ｃ：０．００５～０．０７％、Ｓｉ：０．００５～０．３％、Ｍｎ：１．７～３．０％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～０．０３５％、Ｎｂ：０．０２％以下（０％は除く）、Ｖ：０．０１％以下（０％は除く）、Ｔｉ：０．００１～０．０２％、Ｃｕ：０．０１～１．０％、Ｎｉ：０．０１～２．０％、Ｃｒ：０．０１～０．５％、Ｍｏ：０．００１～０．５％、Ｃａ：０．０００２～０．００５％、Ｎ：０．００１～０．００８％、Ｐ：０．０２％以下（０％は除く）、Ｓ：０．００３％以下（０％は除く）、Ｏ：０．００３％以下（０％は除く）、残部のＦｅ、及び不可避不純物からなり、下記関係式１及び関係式２を満たし、
その微細組織は、ポリゴナルフェライトと針状フェライトを合計で７０面積％以上含み、ＭＡ相（マルテンサイト－オーステナイト複合相）を３．５面積％以下含むことを特徴とする。

［関係式１］
Ｍｎ＋０．５ｘ（Ｎｉ＋Ｃｕ）≧２．５ｗｔ％
［関係式２］
Ｍｏ＋Ｃｒ＋１．５ｘＳｉ＋１０ｘＮｂ≦０．５ｗｔ％
（但し、前記関係式１及び２において、各元素は重量％で示した値である。）

また、本発明の低温での耐破壊特性に優れた高強度鋼材の製造方法は、
上記の合金組成を満たす鋼スラブを準備する段階と、
前記鋼スラブを１０００～１２００℃に加熱する段階と、
前記加熱されたスラブを、６５０℃以上の温度範囲で、未再結晶域温度区間での総圧下率が３０％以上（再結晶域の圧下率は除く）となるように仕上げ熱間圧延する段階と、
前記仕上げ熱間圧延された熱延鋼板を、２～３０℃／ｓの冷却速度で２００～５５０℃の冷却終了温度まで冷却する段階と、を含むことを特徴とする。

本発明によると、低温での破壊開始及び伝播抵抗性が著しく向上した鋼材を効果的に提供することができる。

本実施例において、発明例１の鋼材のＫｃａ値を測定して示したグラフである。本実施例において、発明例３の鋼材の微細組織写真である。

以下、本発明の好ましい実施形態を説明する。しかし、本発明の実施形態は様々な他の形態に変形されることができ、本発明の範囲は以下で説明する実施形態に限定されない。また、本発明の実施形態は、当該技術分野で平均的な知識を有する者に本発明をより完全に説明するために提供されるものである。

本発明者らは低温での破壊開始及び伝播抵抗性をより向上させるために鋭意研究した結果、合金元素、特に、カーバイド（Ｃａｒｂｉｄｅ）を生成させる合金元素であるＣ、Ｍｏ、Ｃｒ、及びＮｂなどの合金の添加量を最小限に抑えるとともに、フェライト基地の強度と靭性を同時に向上させる効果がある合金元素の添加量を最大限に増加させるように精緻に制御する必要があることを確認した。そして、このように制御することで、鋼材の微細組織が、ポリゴナルフェライトと針状フェライトを合計で７０面積％以上含み、ＭＡ相（マルテンサイト－オーステナイト複合相）を３．５面積％以下含むようにすることで、低温での破壊開始及び伝播抵抗性を著しく向上させることができることを見出し、本発明を提示するに至った。

すなわち、本発明の低温での耐破壊特性に優れた鋼材は、重量％で、Ｃ：０．００５～０．０７％、Ｓｉ：０．００５～０．３％、Ｍｎ：１．７～３．０％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～０．０３５％、Ｎｂ：０．０２％以下（０％は除く）、Ｖ：０．０１％以下（０％は除く）、Ｔｉ：０．００１～０．０２％、Ｃｕ：０．０１～１．０％、Ｎｉ：０．０１～２．０％、Ｃｒ：０．０１～０．５％、Ｍｏ：０．００１～０．５％、Ｃａ：０．０００２～０．００５％、Ｎ：０．００１～０．００８％、Ｐ：０．０２％以下（０％は除く）、Ｓ：０．００３％以下（０％は除く）、Ｏ：０．００３％以下（０％は除く）、残部のＦｅ、及び不可避不純物からなり、上記の関係式１及び２を満たす。そして、その鋼材の微細組織は、ポリゴナルフェライトと針状フェライトを合計で７０面積％以上含み、ＭＡ相（マルテンサイト－オーステナイト複合相）を３．５面積％以下含む。

先ず、本発明の鋼材の合金組成、及びその含量の制限理由について詳細に説明する。以下、各元素の含量の単位は重量％である。

Ｃ：０．０１～０．０７％
Ｃは、針状フェライトまたはラス（ｌａｔｈ）ベイナイトの形成を助長し、セメンタイトまたはパーライトなどを生成させて強度を確保するのに重要な役割を果たす元素である。Ｃの含量が０．０１％未満である場合には、Ｃの拡散が殆どなく変態が相対的に速く起こるため、粗大なフェライト組織に変態し、鋼材の強度と靭性が低下し得るという問題がある。一方、Ｃの含量が０．０７％を超える場合には、セメンタイトやＭＡ相が過度に生成されるだけでなく、粗大に形成されるため、低温での破壊開始抵抗性が大きく劣化し得るという問題がある。したがって、Ｃの含量は０．０１～０．０７％の範囲を有することが好ましい。Ｃの含量は、０．０１～０．０６％であることがより好ましく、０．０１～０．０５％であることがさらに好ましい。

Ｓｉ：０．００５～０．３％
Ｓｉは、一般に脱酸、脱硫効果とともに、固溶強化を目的として添加される元素である。しかし、降伏強度及び引張強度を増加させる効果は微小であるのに対し、溶接熱影響部においてオーステナイトの安定性を大きく高め、ＭＡ相の分率を増加させることにより、低温での破壊開始抵抗性を大きく劣化させ得るという問題があるため、本発明では０．３％以下に制限することが好ましい。一方、Ｓｉの含量を０．００５％未満に制御するためには、製鋼工程での処理時間が大きく増えて生産コストが増加し、生産性が劣るという問題があるため、Ｓｉの含量の下限は０．００５％であることが好ましい。したがって、Ｓｉの含量は０．００５～０．３％の範囲を有することが好ましい。Ｓｉの含量は、０．００５～０．２５％であることがより好ましく、０．００５～０．２％であることがさらに好ましい。

Ｍｎ：１．７～３．０％
Ｍｎは、固溶強化による強度増加の効果が大きく、低温での靭性低下が大きくないため、十分な高強度を確保するために１．７％以上添加する。しかし、Ｍｎが過多に添加される場合、鋼板の厚さ方向の中心部偏析が激しくなり、且つ偏析されたＳとともに、非金属介在物であるＭｎＳの形成を助長する。中心部に生成されたＭｎＳ介在物は後続の圧延により延伸され、偏析部位は、高い硬化能により高硬度の低温組織が生成されやすく、結果として、低温での破壊開始及び伝播抵抗性を大きく低下させるため、Ｍｎ含量の上限は３．０％であることが好ましい。したがって、Ｍｎの含量は１．７～３．０％であることが好ましい。また、Ｍｎの含量は１．７～２．８％であることがより好ましい。

Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５～０．０３５％
Ｓｏｌ．Ａｌは、Ｓｉ、Ｍｎとともに製鋼工程で強力な脱酸剤として用いられるものであって、単独または複合脱酸時に少なくとも０．００５％以上添加した際に、このような効果を十分に得ることができる。しかし、Ｓｏｌ．Ａｌの含量が０．０３５％を超える場合には、上記の効果が飽和され、脱酸の結果物として生成される酸化性介在物中のＡｌ_２Ｏ_３の分率が必要以上に増加して介在物のサイズが粗大となり、精錬中に除去されにくいため、鋼材の低温靭性を大きく低下させる問題が発生する。また、Ｓｉと同様に、溶接熱影響部でＭＡ相の生成を促進し、低温での破壊開始及び伝播抵抗性を大きく低下させ得る。したがって、Ｓｏｌ．Ａｌの含量は０．００５～０．０３５％であることが好ましい。Ｓｏｌ．Ａｌの含量は、０．００５～０．０３％であることがより好ましく、０．００５～０．０２％であることがさらに好ましい。

Ｎｂ：０．０２％以下（０％は除く）
Ｎｂは、スラブの再加熱時にオーステナイトに固溶されてオーステナイトの硬化能を増大させ、熱間圧延時に微細な炭窒化物（Ｎｂ、Ｔｉ）（Ｃ、Ｎ）として析出され、圧延や冷却中の再結晶を抑えることで、最終的な微細組織を微細にする効果が非常に大きい元素である。しかし、Ｎｂが過量に添加される場合には、溶接熱影響部での硬化能を過度に増加させてＭＡ相の生成を促進し、低温での破壊開始及び伝播抵抗性を大きく低下させるため、本発明でＮｂの含量を０．０２％以下（０％は除く）に制限する。Ｎｂの含量は、０．０１５％以下であることがより好ましく、０．０１２％以下であることがさらに好ましい。

Ｖ：０．０１％以下（０％は除く）
Ｖは、スラブの再加熱時に殆ど全てが再固溶され、圧延後の冷却中に殆どが析出されて強度を向上させるが、溶接熱影響部では高温で溶解され硬化能を大きく高め、ＭＡ相の生成を促進させる。したがって、本発明ではＶの含量を０．０１％以下（０％は除く）に制限する。Ｖの含量は、０．００８％以下であることがより好ましく、０．００５％以下であることがさらに好ましい。

Ｔｉ：０．００１～０．０２％
Ｔｉは、主に高温で微細なＴｉＮ形態の六角面体の析出物として存在するか、Ｎｂなどとともに添加すると（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）析出物を形成し、母材と溶接熱影響部の結晶粒の成長を抑制する効果がある。上記の効果を十分に確保するためには、Ｔｉを０．００１％以上添加することが好ましく、その効果を極大化するためには、添加されたＮの含量に応じて増加させることが好ましい。一方、Ｔｉの含量が０．０２％を超える場合には、必要以上に粗大な炭窒化物が生成され、破壊亀裂の開始点として作用するため、溶接熱影響部の衝撃特性を却って大きく低下させ得る。したがって、Ｔｉの含量は０．００１～０．０２％であることが好ましい。Ｔｉの含量は、０．００１～０．０１７％であることがより好ましく、０．００１～０．０１５％であることがさらに好ましい。

Ｃｕ：０．０１～１．０％
Ｃｕは、破壊開始及び伝播抵抗性を大きく損なうことなく、且つ固溶及び析出により強度を大きく向上させることができる元素である。Ｃｕの含量が０．０１％未満である場合には前記の効果が不十分である。一方、Ｃｕの含量が１．０％を超える場合には、鋼板の表面にクラックを誘発する虞があり、Ｃｕは高価の元素であるため原価上昇の問題が発生する。したがって、Ｃｕの含量は０．０１～１．０％の範囲を有することが好ましい。Ｃｕの含量は、０．０１～０．６％であることがより好ましく、０．０１～０．４％であることがさらに好ましい。

Ｎｉ：０．０１～２．０％
Ｎｉは、強度増大の効果は殆どないが、低温での破壊開始及び伝播抵抗性の向上において効果的であり、特に、Ｃｕを添加する場合に、スラブの再加熱時に発生する選択的酸化による表面クラックを抑制する効果を有する。また、Ｎｉの添加により、溶接熱影響部に高い温度と速い冷却速度によって粗大な硬質組織が生成されても、低温での靭性を向上させる効果がある。Ｎｉの含量が０．０１％未満である場合には上述の効果が不十分である。一方、Ｎｉは高価な元素であるため、その含量が２．０％を超える場合には原価上昇の問題がある。したがって、Ｎｉの含量は０．０１～２．０％の範囲を有することが好ましい。Ｎｉの含量は、０．２～１．８％であることがより好ましく、０．３～１．２％であることがさらに好ましい。

Ｃｒ：０．０１～０．５％
Ｃｒは、固溶による降伏強度及び引張強度の増大効果は微小であるが、高い硬化能により、遅い冷却速度でも厚物材に微細な組織が生成されるようにし、強度と靭性を向上させる効果がある。Ｃｒの含量が０．０１％未満である場合には上記の効果が不十分である。一方、Ｃｒの含量が０．５％を超える場合には、コストが増加するだけでなく、溶接熱影響部の低温靭性を劣化させ得る。したがって、Ｃｒの含量は０．０１～０．５％の範囲を有することが好ましい。Ｃｒの含量は、０．０１～０．４％であることがより好ましく、０．０１～０．２５％であることがさらに好ましい。

Ｍｏ：０．０１～０．６５％
Ｍｏは、加速冷却過程での相変態を遅延させ、結果的に強度を大きく増加させる効果があり、Ｐなどの不純物の粒界偏析による靭性の低下を防止する効果を有する元素である。Ｍｏの含量が０．０１％未満である場合には上記の効果が不十分である。一方、Ｍｏの含量が０．６５％を超える場合には、高い硬化能により、溶接熱影響部でのＭＡ相の生成を促進し、低温での破壊開始及び伝播抵抗性を大きく低下させ得る。したがって、Ｍｏの含量は０．０１～０．６５％の範囲を有することが好ましい。Ｍｏの含量は、０．０１～０．５％であることがより好ましく、０．０１～０．４％であることがさらに好ましい。

Ｃａ：０．０００２～０．００５％
Ａｌ脱酸後、製鋼中である溶鋼にＣａを添加すると、主にＭｎＳとして存在するＳと結合し、ＭｎＳの生成を抑制するとともに、球状のＣａＳを形成して、鋼材の中心部における亀裂クラックを抑制する効果を発揮する。したがって、本発明では、添加されたＳをＣａＳとして十分に形成させるために、Ｃａを０．０００２％以上添加すべきである。しかし、Ｃａの添加量が過多になると、余剰のＣａがＯと結合して粗大且つ硬質の酸化性介在物を形成し、後続の圧延で延伸、破折されて低温での亀裂開始点として作用するようになる。そのため、Ｃａの含量の上限は０．００５％であることが好ましい。したがって、Ｃａの含量は０．０００２～０．００５％の範囲を有することが好ましい。Ｃａの含量は、０．０００５～０．００３％であることがより好ましく、０．０００５～０．００２５％であることがさらに好ましい。

Ｎ：０．００１～０．００６％
Ｎは、添加されたＮｂ、Ｔｉ、及びＡｌとともに析出物を形成し、鋼の結晶粒を微細化させて母材の強度と靭性を向上させる元素である。しかし、過度に添加する場合には、余剰のＮは原子状態で存在し、冷間変形後の時効現象を起こして低温靭性を低下させる最も代表的な元素として知られている。また、連続鋳造によるスラブの製造時に、高温での脆化により表面部のクラックを助長することで知られている。したがって、本発明では、Ｔｉの含量が０．００１～０．０２％であることを考慮し、Ｎの添加量を０．００１～０．００６％の範囲に限定する。Ｎの含量は、０．００１～０．００５％であることがより好ましく、０．００１～０．００４５％であることがさらに好ましい。

Ｐ：０．０２％以下（０％は除く）
Ｐは、強度を増加させる役割をするが、低温靭性を劣化させる元素である。特に、熱処理鋼において粒界偏析により低温靭性を大きく劣化させるという問題がある。したがって、Ｐをできる限り低く制御することが好ましい。但し、製鋼工程でＰを極度に除去するためには多くのコストがかかるため、０．０２％以下に限定する。Ｐの含量は、０．０１５％以下であることがより好ましく、０．０１２％以下であることがさらに好ましい。

Ｓ：０．００３％以下（０％は除く）
Ｓは、Ｍｎと結合し、主に鋼板の厚さ方向の中心部にＭｎＳ介在物を生成させ、低温靭性を劣化させる主な原因となる。したがって、低温での変形時効衝撃特性を確保するためには、Ｓを製鋼工程でできる限り除去することが好ましい。但し、過多なコストがかかるため、０．００３％以下の範囲に制限する。Ｓの含量は、０．００２％以下であることがより好ましく、０．００１５％以下であることがさらに好ましい。

Ｏ：０．００３％以下（０％は除く）
Ｏは、製鋼過程でＳｉ、Ｍｎ、Ａｌなどの脱酸剤の添加により酸化性介在物として除去する。脱酸剤の添加量及び介在物の除去工程が十分ではないと、溶鋼中に残留する酸化性介在物の量が多くなり、且つ介在物のサイズも大きく増加する。このように除去されなかった粗大な酸化性介在物は、後続の鋼材の製造工程で圧延工程中に破砕された形態または球状の形態で内部に残存するようになり、低温での破壊の開始点または亀裂の伝播経路として作用する。したがって、低温での衝撃特性及びＣＴＯＤ特性を確保するためには、粗大な酸化性介在物をできる限り抑制すべきであり、そのために、Ｏの含量を０．００３％以下に限定する。Ｏの含量は、０．００２５％以下であることがより好ましく、０．００２２％以下であることがさらに好ましい。

本発明において、残りの成分は鉄（Ｆｅ）である。但し、通常の製造過程では、原料または周囲環境から意図しない元素ないし不純物が不可避に混入され得るため、これを排除することはできない。例えば、ボロン（Ｂ）などを５ｐｐｍ以下含有することもありえる。これらの不純物は、通常の製造過程の技術者であれば誰でも周知のものであるため、その全ての内容を特に本明細書で言及しない。

また、本発明の合金組成は、上記の各元素の含量を満たすとともに、下記関係式１及び２を満たすようにＭｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、及びＮｂが含有されることが求められる。
［関係式１］
Ｍｎ＋０．５ｘ（Ｎｉ＋Ｃｕ）≧２．５ｗｔ％
［関係式２］
Ｍｏ＋Ｃｒ＋１．５ｘＳｉ＋１０ｘＮｂ≦０．５ｗｔ％
（但し、前記関係式１及び２において、各元素は重量％で示した値である。）

前記関係式１を成すＭｎ、Ｎｉ、Ｃｕは、代表的な面心立方金属であり、鉄鋼材に添加した際に、固溶強化により強度を増加させるだけでなく、低温でも靭性を大きく損なわない元素である。本発明者らは、前記金属が鋼材の強度と靭性に与える影響度を考慮して関係式１を設計した。この際、関係式１の値が増加するにつれて固溶強化の効果が増加し、結果として、鋼材及び溶接熱影響部の強度が増加する。したがって、十分な強度を得るためには、前記関係式１の値を２．５以上に制御することが好ましい。

前記関係式２は、鋼材及び溶接熱影響部の靭性を大きく損なう代表的な組織であるＭＡ相の形成を助長する元素の影響度を考慮して設計された式であって、関係式２の値が増加するにつれて、ＭＡ相の分率が大きく増加し、結果として、鋼材の低温衝撃特性である延性－脆性遷移温度が増加する。すなわち、関係式２の値が増加するほど、低温靭性が低下する傾向を示す。したがって、鋼材の低温衝撃特性、特に、ＣＴＯＤ値を十分に確保するためには、前記関係式２の値を０．５以下に制御することが好ましい。溶接部、特に、低温ＣＴＯＤ値を保証するための最も重要な位置であるＳＣ－ＨＡＺ（Ｓｕｂ－ＣｒｉｔｉｃａｌｌｙｒｅｈｅａｔｅｄＨｅａｔＡｆｆｅｃｔｅｄＺｏｎｅ）は、溶接時の温度が二相域温度以下であるため、母材の微細組織とほぼ類似の微細組織を有する。したがって、前記関係式２の値を０．５以下に制御することで、溶接部の低温衝撃特性及びＣＴＯＤ値も十分に確保することができる。前記関係式２の値は、０．４８以下であることがより好ましく、０．４５以下であることがさらに好ましい。

一方、本発明の鋼材の微細組織は、ポリゴナルフェライトと針状フェライトを合計で７０面積％以上含み、ＭＡ相（マルテンサイト－オーステナイト複合相）を３．５面積％以下含む。
針状フェライトは、微細な結晶粒サイズ効果によって強度を増加させるだけでなく、低温で発生したクラックの伝播を妨げる、最も重要で且つ基本的な微細組織である。ポリゴナルフェライトは、針状フェライトに比べて粗大であるため、相対的に強度増加への寄与は小さいが、低い転位密度及び高傾角粒界を有するため、低温での伝播を抑えるのに大きく寄与する微細組織である。
前記ポリゴナルフェライトと針状フェライトの合計が７０面積％未満である場合には、低温での亀裂の開始と伝播を抑制しにくく、高強度を確保しにくいという問題がある。したがって、ポリゴナルフェライトと針状フェライトの合計が７０面積％以上であることが好ましく、より好ましくは８５面積％以上、さらに好ましくは９０面積％以上である。

また、本発明において、前記ポリゴナルフェライトと針状フェライトは、結晶粒間の結晶方位差が１５°以上と定義される大傾角結晶粒界の比率が全結晶粒界中において４０％以上であり、また、単位面積当たりの大傾角結晶粒界の長さが３００ｍｍ／ｍｍ^２以上であることが好ましい。
そして、前記ＭＡ相は、高い硬度により変形を受け入れないため、その周囲の軟質のフェライト基地の変形に集中させるだけでなく、その限界点以上では、周囲のフェライト基地との界面が分離されたり、ＭＡ相自体が破壊されたりして、亀裂開始点として作用する。したがって、鋼材の低温破壊特性を劣化させる最も重要な原因となるため、ＭＡ相をできる限り低く制御すべきであり、３．５面積％以下に制御することが好ましい。

この際、本発明において、前記ＭＡ相は、円相当径で測定した平均サイズが２．５μｍ以下であることが好ましい。これは、ＭＡ相の平均サイズが２．５μｍを超える場合には、応力がさらに集中されるため、ＭＡ相が破壊されやすく、亀裂開始点として作用するためである。
また、本発明において、前記ポリゴナルフェライトと針状フェライトは、熱間圧延により加工硬化されていないものであることがよい。すなわち、前記ポリゴナルフェライトと針状フェライトは熱間圧延により延伸されたものではなく、熱間圧延後に生成されたものであることが好ましい。

本発明による鋼材の微細組織は、上記のポリゴナルフェライト、針状フェライト、ＭＡ相の他に、ベイニティックフェライト、セメンタイトなどを含んでもよい。
ベイニティックフェライトは、低温で変態された組織であって、内部に多くの転位を有しているが、各種フェライトに比べて相対的に粗大である特徴を有しており、また、内部にＭＡ相を含んでいて強度は高いが、亀裂の開始と伝播に弱い特性を示すため、最小限に制御すべきである。

また、本発明の鋼材は、そのサイズが１０μｍ以上である介在物を１１個／ｃｍ^２以下の範囲で含むことができる。前記サイズは円相当径で測定したサイズである。そのサイズが１０μｍ以上である介在物が１１個／ｃｍ^２を超える場合には、低温での亀裂開始点として作用するという問題が発生する。このように粗大な介在物を制御するためには、二次精錬の最終段階でＣａまたはＣａ合金を投入した後、３分以上、Ａｒガスでバブリング及び還流処理することが好ましい。

また、本発明の鋼材は、降伏強度が４６０ＭＰａ以上であり、－６０℃での衝撃エネルギー値が３００Ｊ以上であり、－２０℃でのＣＴＯＤ値が０．２ｍｍ以上であることができる。また、本発明の鋼材は、引張強度が５７０ＭＰａ以上であることができる。そして、本発明の鋼材は、ＤＢＴＴ（延性－脆性遷移温度）が－８０℃以下であることができる。
次に、本発明の低温での破壊開始及び伝播抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法を説明する。

本発明の鋼材の製造方法は、上述の合金組成を満たす鋼スラブを準備する段階と、前記鋼スラブを１０００～１２００℃に加熱する段階と、前記加熱されたスラブを６５０℃以上の温度範囲で仕上げ熱間圧延する段階と、前記仕上げ熱間圧延された熱延鋼板を、２～３０℃／ｓの冷却速度で２００～５５０℃の冷却終了温度まで冷却する段階と、を含む。

鋼スラブ準備段階
上記のような合金組成を満たす鋼スラブを準備する。
この際、本発明では、鋼スラブを準備するに際し、溶鋼の二次精錬の最終段階において、溶鋼にＣａまたはＣａ合金を投入する段階と、前記ＣａまたはＣａ合金を投入した後、３分以上、Ａｒガスでバブリング及び還流処理する段階と、を含む工程を行うことが好ましい。これは、粗大な介在物を制御するためである。

鋼スラブ加熱段階
前記鋼スラブを１０００～１２００℃に加熱する。
スラブの加熱温度が１０００℃未満である場合には、連鋳中にスラブ内に生成された炭化物などの再固溶が困難であり、偏析された元素の均質化処理が不十分になる。したがって、添加されたＮｂの５０％以上が再固溶可能な温度である１０００℃以上に加熱することが好ましい。

一方、スラブの加熱温度が１２００℃を超える場合には、オーステナイト結晶粒のサイズが過度に粗大に成長することがあり、後続の圧延によっても微細化が十分に行えないため、鋼板の引張強度、低温靭性などの機械的物性が大きく低下し得る。
鋼スラブの加熱温度は１０００～１１６０℃であることがより好ましく、１０００～１１４０℃であることがさらに好ましい。

熱間圧延段階
前記加熱されたスラブを、ベイナイト生成開始温度である６５０℃以上で仕上げ熱間圧延して、熱延鋼板を得る。
仕上げ熱間圧延の温度が６５０℃未満である場合には、粗大なベイナイトが生成され、圧延中に加工硬化されて強度が必要以上に過度に増加し、反対に低温での衝撃靭性は大きく低下するため、圧延終了温度は６５０℃以上に制限することが好ましい。すなわち、熱間圧延の温度が低い場合、熱間圧延仕上げの前に粗大な初析フェライトが生成され、後続の圧延により延伸されて加工硬化が行われ、残りのオーステナイトは、バンド状に残存するとともに、ＭＡ硬化相の密度が高い組織に変態することになり、低温靭性が低下するためである。

また、本発明では、未再結晶域温度区間での総圧下率が３０％以上（再結晶域の圧下率は除く）となるように行うことで、オーステナイトに十分な変形エネルギーを蓄積させ、後続の変態時に低温靭性に有利なポリゴナル及び針状フェライトを十分に生成させるとともに、大傾角粒界の比率と密度を確保することが好ましい。
前記圧下率は４０％以上であることがより好ましく、４５％以上であることがさらに好ましい。

冷却段階
次いで、本発明では、前記仕上げ熱間圧延された熱延鋼板を冷却する。
この際、熱延鋼板を、２～３０℃／ｓの冷却速度で２００～５５０℃の冷却終了温度まで冷却することが好ましい。冷却速度が２℃／ｓ未満である場合には、冷却速度が遅すぎて粗大なフェライト、パーライト、及びベイナイト変態区間を避けることができず、強度と低温靭性が劣化し、３０℃／ｓを超える場合には、粒状ベイナイトまたはマルテンサイトが形成されて強度は上昇するものの、低温靭性が非常に劣化する虞がある。

そして、冷却終了温度が５５０℃を超える場合には、針状フェライトなどの微細な組織が生成されにくく、粗大なベイナイトまたはパーライトが生成される可能性が高い。一方、冷却終了温度が２００℃未満である場合には微細組織上、問題はないが、冷却に過度な時間がかかって生産性が大きく劣るという問題がある。
前記冷却終了温度は、２００～５００℃であることがより好ましく、２００～４５０℃であることがさらに好ましい。

一方、本発明は、必要に応じて、前記冷却された熱延鋼板を４５０～６５０℃に加熱した後、（１．３×ｔ＋５）分～（１．３×ｔ＋２００）分間維持してから冷却するテンパリング段階をさらに含むことができる［ここで、前記ｔは、熱延鋼板の厚さをｍｍ単位で測定した値である］。これは、ＭＡやマルテンサイトが過剰に生成された際に、ＭＡやマルテンサイトを分解し、内部の高い転位密度を除去し、微量ではあるが固溶されたＮｂなどを炭窒化物として析出して降伏強度または低温靭性をより向上させるためである。

しかし、加熱温度が４５０℃未満である場合には、フェライト基地が十分に軟化されず、Ｐ偏析などによる脆化現象が生じるため、靭性を却って劣化させる虞がある。一方、加熱温度が６５０℃を超える場合には、結晶粒の回復及び成長が急激に起こり、また、さらに高温になると、オーステナイトに一部逆変態され、降伏強度が却って大きく低下するとともに、低温靭性も悪くなる虞がある。
そして、前記維持時間が（１．３×ｔ＋５）分未満である場合には、組織の均質化が十分に行われず、（１．３×ｔ＋２００）分を超える場合には、生産性が低下するという問題がある。

以下、実施例を挙げて本発明をより詳細に説明する。
（実施例）
下記表１に示した成分組成を有するスラブを、下記表２に記載の条件で加熱、熱間圧延、及び冷却して鋼材を製造した。
前記製造された鋼材の微細組織を観察し、物性を測定して下記表３に記載した。

また、前記製造された鋼材を溶接した後、溶接熱影響部（ＳＣＨＡＺ）のＣＴＯＤ値（－２０℃）を測定し、下記表３に記載した。鋼材のＣＴＯＤ値（－２０℃）は溶接熱影響部よりも高いため、鋼材のＣＴＯＤ値（－２０℃）については別途測定しなかった。
この際、鋼材の微細組織は、製造された鋼材の断面を鏡面研磨した後、目的に応じてナイタル（Ｎｉｔａｌ）またはラペラ（ＬｅＰｅｒａ）でエッチングし、試験片の一定面積を光学または走査型電子顕微鏡で１００～５０００倍の倍率で画像を測定した。各相の分率は、測定された画像から画像分析プログラム（ｉｍａｇｅａｎａｌｙｚｅｒ）を用いて測定した。統計的に有意な値を得るために、同一の試験片に対して位置を変更しながら繰り返し測定し、その平均値を求めた。

また、製造された組織の特性をさらに詳細に観察するために、Ｎｉｔａｌでエッチングされた試験片を走査型電子顕微鏡にてＥＢＳＤ（ＥｌｅｃｔｒｏｎＢａｃｋＳｃａｔｔｅｒＤｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）測定を行い、製造された鋼材の結晶粒界の特性を定量的に測定した。
鋼材の物性は、通常の引張試験により求められた公称歪み－公称応力の曲線から測定して記載した。
溶接熱影響部の衝撃エネルギー値（－６０℃）は、シャルピーＶ－ノッチ（ＣｈａｒｐｙＶ－ｎｏｔｃｈ）衝撃試験を行って測定した。

ＣＴＯＤ値（－２０℃）は、ＢＳ７４４８規格に準じて、試験片を圧延方向に垂直にＢ（厚さ）ｘＢ（幅）ｘ５Ｂ（長さ）のサイズに加工し、疲労亀裂の長さが試験片の幅の約５０％になるように疲労亀裂を入れた後、－２０℃でＣＴＯＤ試験を行った。ここで、Ｂは製作した鋼材の厚さである。

Ｋｃａ値は、ＥＳＳＯ試験法によりそれぞれ３回試験し、各試験で測定された亀裂の伝播停止温度とＫ値のグラフを求め、温度が－１０度である時のＫ値（Ｋｃａ：ｃｒａｃｋａｒｒｅｓｔＫ）から求めた。また、ＣＡＴ（Ｃｒａｃｋａｒｒｅｓｔｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）は、ＮＲＬ試験からＮＤＴＴ（Ｎｉｌ－ｄｕｃｔｉｌｉｔｙｔｒａｎｓｉｔｉｏｎｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）を測定し、これを式１の変換式により計算された値から求めた。ここで、Ｂは鋼材の厚さを示す。

＊前記表３において、フェライト系は、ポリゴナルフェライトと針状フェライトの合計を意味する。

表１から３に示したとおり、本発明で提示した合金組成及び製造条件をともに満たす発明例１～４は、降伏強度、引張強度、衝撃エネルギー値、Ｋｃａ、及びＣＡＴなどを考慮した際、低温での耐破壊靭性に優れており、溶接熱影響部でのＣＴＯＤ値も高いことが確認できる。特に、図１に示したとおり、本発明例１で測定されたＫｃａ値は、要求値である８０００を大きく上回る値を示している。このような優れた強度と低温靭性特性はまた、図２に示したとおり、十分に生成された微細なポリゴナル及び針状フェライト組織から得られた結果であることが確認できる。

これに対し、比較例１は、Ｃの含量が本発明の範囲を超えた場合であって、添加されたＣは、粒状ベイナイト及びＭＡを助長する最も強力な元素である。したがって、Ｃの過多添加により、靭性に有利なフェライトの分率を大きく低下させ、母材における強度は高いが、衝撃エネルギー値などの低温靭性が劣化し、特に、溶接熱影響部のＣＴＯＤ値が大きく低下した。
比較例２は、添加されたＭｎの含量が本発明の範囲を超えた場合である。この場合、Ｍｎの含量が高いため、鋼材の中心部偏析の確率が大きく増加し、鋼材の厚さ方向の中心部での衝撃エネルギーが大きく劣化し、また、溶接熱影響部でも中心部の偏析帯では硬度が著しく高い硬化組織が部分的に発生して早期破壊現象（ｐｏｐ－ｉｎ）が現れ、ＣＴＯＤ値が大きく減少した。

比較例３は、一般に強度の向上及び組織の微細化のために広く用いられるＮｂの含量が本発明の範囲を超えた場合である。一般に、Ｎｂの添加は、組織を微細化して強度と靭性をともに増加させるのに有利であるが、必要以上に添加すると、靭性に有利なポリゴナル及び針状フェライトの生成を抑制し、粒状ベイナイトなどの組織を助長するように作用する。したがって、亀裂伝播の抑制に有利な１５°以上の大傾角粒界の比率及び密度を大きく低下させ、亀裂の伝播を相対的に容易にする。結果として、表３に示したとおり、比較例３で測定されたＫｃａ値は５８６０の水準であって要求値である８０００を大きく下回っている。また、溶接熱影響部では、低温靭性に特に不利に作用するＭＡ組織の生成を大きく助長し、結果としてＣＴＯＤを大きく減少させるという影響を与えた。

比較例４、５、及び６は、各元素の含量の範囲は本発明の範囲を満たすが、関係式１と関係式２の値が発明の範囲を外れた場合であって、強度が低いか、低温靭性が大きく低下することが分かる。
具体的に、比較例４は低温靭性の向上に有利な成分で構成された関係式１は満たすが、低温靭性を損なう成分で構成された関係式２が本発明の範囲を超えた場合である。結果として、強度は十分に高いが、母材での衝撃エネルギー値や溶接熱影響部でのＣＴＯＤ値が劣化していた。

また、比較例５は、関係式２は発明の範囲を満たすが、関係式１が本発明の範囲に外れた場合であって、全体的に鋼材の強度を確保するには成分の添加量が不足し、母材の強度が大きく低下した。
比較例６は、関係式１と関係式２の両方が発明の範囲を外れた場合である。すなわち、低温靭性に有利な成分は不足し、低温靭性に不利な成分は超過して、低温靭性の特性値が何れも劣化している場合である。

比較例７は、鋼材の成分はいずれも発明の範囲を満たすが、鋼材の製造工程において、未再結晶域圧延の総圧下量が発明の範囲を満たしていない場合である。すなわち、未再結晶域での圧下量が不十分であり、鋼材の微細組織で亀裂の伝播を妨げる作用をするフェライトの分率も低く、且つ大傾角粒界の比率と密度が大きく低下し、低温靭性の特性値が良好ではなかった。
そして、比較例８も、鋼材の成分はいずれも発明の範囲を満たすが、鋼材の製造工程において、制御圧延後に加速冷却を適用せずに、空冷により製造された場合であって、遅い冷却速度により、低温靭性に有利なフェライトは十分に生成されたものの粗大で、強度が大きく低下した場合である。

以上、本発明の実施形態について詳細に説明したが、本発明の技術的範囲はこれに限定されず、特許請求の範囲に記載された本発明の技術的思想から逸脱しない範囲内で多様な修正及び変形が可能であるということは、当技術分野の通常の知識を有する者には明らかである。

Claims

重量％で、Ｃ：０．００５～０．０７％、Ｓｉ：０．００５～０．３％、Ｍｎ：１．７～３．０％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～０．０３５％、Ｎｂ：０．０２％以下（０％は除く）、Ｖ：０．０１％以下（０％は除く）、Ｔｉ：０．００１～０．０２％、Ｃｕ：０．０１～１．０％、Ｎｉ：０．０１～２．０％、Ｃｒ：０．０１～０．５％、Ｍｏ：０．００１～０．５％、Ｃａ：０．０００２～０．００５％、Ｎ：０．００１～０．００８％、Ｐ：０．０２％以下（０％は除く）、Ｓ：０．００３％以下（０％は除く）、Ｏ：０．００３％以下（０％は除く）、残部のＦｅ、及び不可避不純物からなり、下記関係式１及び関係式２を満たし、
その微細組織が、ポリゴナルフェライトと針状フェライトを合計で７０面積％以上含み、ＭＡ相（マルテンサイト－オーステナイト複合相を３．５面積％以下含むことを特徴とする低温での耐破壊特性に優れた高強度鋼材。
［関係式１］Ｍｎ＋０．５ｘ（Ｎｉ＋Ｃｕ）≧２．５ｗｔ％
［関係式２］Ｍｏ＋Ｃｒ＋１．５ｘＳｉ＋１０ｘＮｂ≦０．５ｗｔ％
（但し、前記関係式１及び２において、各元素は重量％で示した値である。）
前記ポリゴナルフェライトと針状フェライトは、結晶粒間の結晶方位差が１５°以上と定義される大傾角結晶粒界の比率が、全結晶粒界中において４０％以上であり、また、単位面積当たりの大傾角結晶粒界の長さが３００ｍｍ／ｍｍ^２以上であることを特徴とする請求項１に記載の低温での耐破壊特性に優れた高強度鋼材。
降伏強度が４６０ＭＰａ以上であり、－６０℃での衝撃エネルギー値が２５０Ｊ以上であり、ＥＳＳＯ試験で測定したＫｃａ値が８０００Ｎ／ｍｍ^３／２以上であるか、ＮＲＬ試験で測定されたＮＤＴＴ（Ｎｉｌ－ｄｕｃｔｉｌｉｔｙｔｒａｎｓｉｔｉｏｎｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）から計算されたＣＡＴ（ｃｒａｃｋａｒｒｅｓｔｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）が－１０℃未満であることを特徴とする請求項１に記載の低温での耐破壊特性に優れた高強度鋼材。
引張強度が５７０ＭＰａ以上であり、ＤＢＴＴ（延性－脆性遷移温度）が－８０℃以下であることを特徴とする請求項１に記載の低温での耐破壊特性に優れた高強度鋼材。
円相当径で測定したサイズが１０μｍ以上である介在物を１１個／ｃｍ^２以下の範囲で含むことを特徴とする請求項１に記載の低温での耐破壊特性に優れた高強度鋼材。
重量％で、Ｃ：０．００５～０．０７％、Ｓｉ：０．００５～０．３％、Ｍｎ：１．７～３．０％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～０．０３５％、Ｎｂ：０．０２％以下（０％は除く）、Ｖ：０．０１％以下（０％は除く）、Ｔｉ：０．００１～０．０２％、Ｃｕ：０．０１～１．０％、Ｎｉ：０．０１～２．０％、Ｃｒ：０．０１～０．５％、Ｍｏ：０．００１～０．５％、Ｃａ：０．０００２～０．００５％、Ｎ：０．００１～０．００８％、Ｐ：０．０２％以下（０％は除く）、Ｓ：０．００３％以下（０％は除く）、Ｏ：０．００３％以下（０％は除く）、残部のＦｅ、及び不可避不純物からなり、下記関係式１及び関係式２を満たす鋼スラブを準備する段階と、
前記鋼スラブを１０００～１２００℃に加熱する段階と、
前記加熱されたスラブを、６５０℃以上の温度範囲で、未再結晶域温度区間での総圧下率が３０％以上（再結晶域の圧下率は除く）となるように仕上げ熱間圧延する段階と、
前記仕上げ熱間圧延された熱延鋼板を、２～３０℃／ｓの冷却速度で２００～５５０℃の冷却終了温度まで冷却して鋼材を製造する段階と、を含み、
前記冷却された鋼材は、その微細組織が、ポリゴナルフェライトと針状フェライトを合計で７０面積％以上含み、ＭＡ相（マルテンサイト－オーステナイト複合相）を３．５面積％以下含むことを特徴とする低温での耐破壊特性に優れた高強度鋼材の製造方法。
［関係式１］Ｍｎ＋０．５ｘ（Ｎｉ＋Ｃｕ）≧２．５ｗｔ％
［関係式２］Ｍｏ＋Ｃｒ＋１．５ｘＳｉ＋１０ｘＮｂ≦０．５ｗｔ％
（但し、前記関係式１及び２において、各元素は重量％で示した値である。）
前記冷却した熱延鋼板を４５０～６５０℃に加熱した後、（１．３×ｔ＋５）分～（１．３×ｔ＋２００）分間維持してから冷却するテンパリング段階をさらに含むことを特徴とする請求項６に記載の低温での耐破壊特性に優れた高強度鋼材の製造方法。
前記鋼スラブを準備する段階において、
溶鋼の二次精錬の最終段階で、溶鋼にＣａまたはＣａ合金を投入する段階と、
前記ＣａまたはＣａ合金を投入した後、少なくとも３分以上、Ａｒガスでバブリング及び還流処理する段階と、を含む工程を行うことを特徴とする請求項６に記載の低温での耐破壊特性に優れた高強度鋼材の製造方法。
前記ポリゴナルフェライトと針状フェライトは、結晶粒間の結晶方位差が１５°以上と定義される大傾角結晶粒界の比率が、全結晶粒界中に４０％以上であり、また、単位面積当たりの大傾角結晶粒界の長さが３００ｍｍ／ｍｍ^２以上であることを特徴とする請求項６に記載の低温での耐破壊特性に優れた高強度鋼材の製造方法。