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技術 厚さ中心部の強度及び靭性に優れて材質偏差の少ない溶接構造用極厚物鋼板及びその製造方法

出願人 ポスコ
発明者 キムサン-ホリーエ-ギスーイン-シクパークチョン-エ
出願日 2006年12月19日 (13年11ヶ月経過) 出願番号 2008-548389
公開日 2009年6月4日 (11年5ヶ月経過) 公開番号 2009-521601
状態 特許登録済
技術分野 金属圧延一般 鋼の加工熱処理
主要キーワード 最大冷却速度 降伏挙動 登録公報 窒化マンガン 元素含量 溶接用鋼板 低炭素鋼材 針状フェライト
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図面 (3)

課題

本発明は厚さ中心部の強度及び靭性に優れて、厚さ方向の硬度偏差が少ない溶接構造用極厚物鋼材及びその製造方法に関するもので、より詳細には鋼板溶接性を確保するために、合金元素添加量を制限しながらも、厚さ中心部の強度及び靭性に優れて、厚さ方向の硬度偏差が少ない高強度、厚鋼板の製造方法に関するものである。

解決手段

上記目的を達成するための本発明の極厚物鋼板は、重量%で、C:0.05〜0.10重量%、Si:0.10〜0.5重量%、Mn:1.3〜1.7重量%、B:0.0005〜0.0025重量%、Ti:0.005〜0.03重量%、N:0.010重量%以下、Nb:0.005〜0.03重量%、Sol.Al:0.005〜0.055重量%、残部Fe及び不可避不純物からなり、上記TiとNの含量比率Ti/Nが2.0以上で、下記の関係式1で表される成分指数(CP)が40乃至50の間であることを特徴とする。[関係式1]CP=165×%C+6.8×%Si+10.2×%Mn+80.6×%Nb+9.5×%Cu+3.5×%Ni+12.5×%Cr+14.4×%Mo

概要

背景

従来、高強度鋼板を製造するためには多量の合金元素を添加し、いわゆる、鋼の焼入れ性を向上させる方法が多く用いられてきた。このような場合、鋼の調質処理等の冷却処理を通じ鋼材の内部にマルテンサイトベイナイト等の低温組織が多量に生成され鋼の強度が向上されることができる。

しかし、船舶建造海洋構造物建築構造物等に用いられる鋼板の場合は必ず溶接工程を経るが、上記のような溶接工程を経る溶接用鋼板が合金元素を多量に含む場合は、溶接部低温靭性が非常に劣化するという問題を引き起こすことがあり得る。

上記の問題を解決するために、特許文献1には鋼の炭素当量(Ceq)を制限し、これと共にTiN介在物を用いて溶接熱影響部(HAZ)の組織粗大化を防ぐことができるようにし、圧延急冷することにより強度を確保する技術が提案された。

これと類似な技術として、特許文献2にはC、Si、Mn等の元素の量を制限すると共にTi、Al等の元素含量を制御してTi−Al系非金属介在物を鋼中に多量に形成させ、溶接時組織粗大化を防いで靭性を向上させる技術が提案されている。

上記の技術は全て溶接性を確保するために合金元素の量を極力抑制し、鋼材内部に組織の変態析出核になり、組織粗大化を防ぐピンニング(pinning)効果を与えることができる非金属介在物を多量に分散分布させ溶接性を先ず向上させた後、強度は急冷して低温変態組織を多量に形成する技術である。即ち、上記技術による場合、1)合金元素の量を制限し、微細介在物を分布させ溶接性を向上させるための条件を先ず確保し、2)強度を確保するために冷却速度を増加させることにより鋼材の強度と溶接性を全て向上させることができる。

しかし、上記従来の技術は、厚さが50mm以上の厚物鋼板には適用することが困難である。これは鋼板の厚さが厚くなる程、鋼板表面と内部の冷却速度は大きく差が出、上記冷却の速度差により、たとえ表面には低温変態組織が多量に生成されても鋼板の内部、特に鋼板厚さ中心部にはポリゴナルフェライトまたはパーライトのような軟質低温変態組織が主に生成され鋼板全体の強度が薄鋼板に比べ減少するようになるためである。

上記の問題を解決するために、特許文献3には、炭素を極低炭素領域のC:0.001〜0.010wt%にその含量を調節し、その他にSi:0.60wt%以下、Mn:0.20〜3.00wt%、Ti:0.005〜0.20wt%、Nb:0.01〜0.20wt%、B:0.0003〜0.0050wt%及びAl:0.100wt%以下を含む組成からなる鋼素材熱間圧延する時、1100〜1350℃の温度で加熱した後、1100〜900℃の温度域で行う圧延パスの間で5〜300秒等温維持または1℃/秒以下の冷却速度で冷却し、800℃以上の温度で圧延を終了してから冷却してベイナイト鋼材を製造する方法に関する発明が開示されている。

上記発明で対象とする鋼材は、炭素含量が0.010wt%以下の極低炭素鋼材であるが、このような鋼材の内部に生成されるベイナイト組織は通常のベイナイト組織とは多少異なる形態の組織で、通常ULCB(Ultra Low Carbon Bainite)という組織である。

上記ULCB組織は、母材の靭性が良好で、厚さ方向の硬度偏差が低いため材質偏差の少ない高強度、高靭性の鋼材に用いるのに適合している。しかし、このようなULCB組織は上記公報の実施例でも確認できるように、t/4時点の降伏強度が400MPa級でこれを厚さ中心部の降伏強度で類推すると350MPa程度であるが、これは本発明で目標とする厚さ中心部降伏強度390MPa以上と比較すると不十分な水準である。また、上記ULCB材は溶接部の靭性が劣悪しその保証温度が0℃に過ぎないのが実情である。

上記ULCB鋼材の強度を向上させるためにはCu、Ni、Cr、Mo等を単独または複合で多量に添加、またはCuを多量に添加し後続熱処理を行う等複雑な処理工程を経なければならないが、このような場合、製造費用が上昇する上、合金元素を多量に添加することにより溶接部の靭性が非常に劣化する恐れがある。

日本特許公開公報特開昭62−170459号
日本特許公開公報特開平7−268540号
大韓民国特許登録公報10−0266378号

概要

本発明は厚さ中心部の強度及び靭性に優れて、厚さ方向の硬度偏差が少ない溶接構造用極厚物鋼材及びその製造方法に関するもので、より詳細には鋼板の溶接性を確保するために、合金元素の添加量を制限しながらも、厚さ中心部の強度及び靭性に優れて、厚さ方向の硬度偏差が少ない高強度、厚鋼板の製造方法に関するものである。 上記目的を達成するための本発明の極厚物鋼板は、重量%で、C:0.05〜0.10重量%、Si:0.10〜0.5重量%、Mn:1.3〜1.7重量%、B:0.0005〜0.0025重量%、Ti:0.005〜0.03重量%、N:0.010重量%以下、Nb:0.005〜0.03重量%、Sol.Al:0.005〜0.055重量%、残部Fe及び不可避不純物からなり、上記TiとNの含量比率Ti/Nが2.0以上で、下記の関係式1で表される成分指数(CP)が40乃至50の間であることを特徴とする。[関係式1]CP=165×%C+6.8×%Si+10.2×%Mn+80.6×%Nb+9.5×%Cu+3.5×%Ni+12.5×%Cr+14.4×%Mo

目的

本発明は、上記問題を解決するためのもので、50mm以上の厚さを有し、厚さ中心部の引張強度と降伏強度が夫々530MPa以上及び390MPa以上の高強度で、延性脆性遷移温度が−50℃以下である上、厚さ方向の硬度偏差も50Hv以下の低合金溶接構造用極厚物鋼板を提供することをその目的とする。

効果

実績

技術文献被引用数
1件
牽制数
1件

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請求項1

重量%で、C:0.05〜0.10重量%、Si:0.10〜0.5重量%、Mn:1.3〜1.7重量%、B:0.0005〜0.0025重量%、Ti:0.005〜0.03重量%、N:0.010重量%以下、Nb:0.005〜0.03重量%、Sol.Al:0.005〜0.055重量%、残部Fe及び不可避不純物からなり、前記TiとNの含量比率Ti/Nが2.0以上で、下記の関係式1で表される成分指数(CP)が40乃至50の間であることを特徴とする厚さ中心部の強度及び靭性に優れて材質偏差の少ない溶接構造用極厚物鋼板。[関係式1]CP=165×%C+6.8×%Si+10.2×%Mn+80.6×%Nb+9.5×%Cu+3.5×%Ni+12.5×%Cr+14.4×%Mo

請求項2

重量%でCu:0.5重量%以下、Ni:0.5重量%以下、Cr:0.15重量%以下及びMo:0.15重量%以下からなるグループのうち選ばれた1種または2種以上をさらに含むことを特徴とする請求項1に記載の厚さ中心部の強度及び靭性に優れて材質偏差の少ない溶接構造用極厚物鋼板。

請求項3

前記不純物として存在するPとSは夫々重量%でP:0.012%以下及びS:0.005%以下に制御されたものであることを特徴とする請求項1に記載の厚さ中心部の強度及び靭性に優れて材質偏差の少ない溶接構造用極厚物鋼板。

請求項4

前記不純物として存在するPとSは夫々重量%でP:0.010%以下及びS:0.003%以下に制御されたものであることを特徴とする請求項3に記載の厚さ中心部の強度及び靭性に優れて材質偏差の少ない溶接構造用極厚物鋼板。

請求項5

厚さ中心部(全体を厚さをtとしたとき、t/4〜3t/4の範囲)のポリゴナルフェライト面積分率が10%以下で、表層部(表層下1mmからt/4の範囲、反対側も同一)のマルテンサイトの面積分率が10%以下であることを特徴とする請求項1乃至請求項4のうちいずれかに記載の厚さ中心部の強度及び靭性に優れて材質偏差の少ない溶接構造用極厚物鋼板。

請求項6

前記鋼板は、厚さ方向の硬度偏差がHv50以内であることを特徴とする請求項1乃至請求項4のうちいずれかに記載の厚さ中心部の強度及び靭性に優れて材質偏差の少ない溶接構造用極厚物鋼板。

請求項7

前記鋼板の厚さは、50〜100mmであることを特徴とする請求項6に記載の厚さ中心部の強度及び靭性に優れて材質偏差の少ない溶接構造用極厚物鋼板。

請求項8

重量%で、C:0.05〜0.10重量%、Si:0.10〜0.5重量%、Mn:1.3〜1.7重量%、B:0.0005〜0.0025重量%、Ti:0.005〜0.03重量%、N:0.010重量%以下、Nb:0.005〜0.03重量%、Sol.Al:0.005〜0.055重量%、残部Fe及び不可避な不純物からなり、前記TiとNの含量比率Ti/Nが2.0以上で、下記の関係式2で表される成分指数(CP)が40乃至50の間である鋼スラブを1000〜1250℃の温度範囲再加熱し、圧下量30%以上の仕上げ圧延をAr3〜オーステナイト再結晶温度の温度範囲で行った後、Ar3以上の温度で鋼板の中心部を基準に1.5℃/sec以上の冷却速度で冷却を開始し350〜550℃温度で冷却を停止することを特徴とする厚さ中心部の強度及び靭性に優れて材質偏差の少ない溶接構造用極厚物鋼板の製造方法。[関係式2]CP=165×%C+6.8×%Si+10.2×%Mn+80.6×%Nb+9.5×%Cu+3.5×%Ni+12.5×%Cr+14.4×%Mo

請求項9

重量%でCu:0.5重量%以下、Ni:0.5重量%以下、Cr:0.15重量%以下及びMo:0.15重量%以下からなるグループのうち選ばれた1種または2種以上をさらに含むことを特徴とする請求項8に記載の厚さ中心部の強度及び靭性に優れて材質偏差の少ない溶接構造用極厚物鋼板の製造方法。

請求項10

前記不純物として存在するPとSは夫々重量%でP:0.012%以下及びS:0.005%以下に制御することを特徴とする請求項8に記載の厚さ中心部の強度及び靭性に優れて材質偏差の少ない溶接構造用極厚物鋼板。

請求項11

前記不純物として存在するPとSは夫々重量%でP:0.010%以下及びS:0.003%以下に制御することを特徴とする請求項10に記載の厚さ中心部の強度及び靭性に優れて材質偏差の少ない溶接構造用極厚物鋼板。

請求項12

前記鋼板の厚さが50〜100mmになるようにすることを特徴とする請求項8乃至請求項11のうちいずれかに記載の厚さ中心部の強度及び靭性に優れて材質偏差の少ない溶接構造用極厚物鋼板の製造方法。

技術分野

0001

本発明は厚さ中心部の強度及び靭性に優れて厚さ方向の材質偏差の少ない溶接構造用極厚物鋼材及びその製造方法に関するもので、より詳細には鋼板溶接性を確保するために合金元素添加量を制限しながらも、厚さ中心部の強度及び靭性に優れて、厚さ方向の材質偏差の少ない高強度、厚鋼板の製造方法に関するものである。

背景技術

0002

従来、高強度鋼板を製造するためには多量の合金元素を添加し、いわゆる、鋼の焼入れ性を向上させる方法が多く用いられてきた。このような場合、鋼の調質処理等の冷却処理を通じ鋼材の内部にマルテンサイトベイナイト等の低温組織が多量に生成され鋼の強度が向上されることができる。

0003

しかし、船舶建造海洋構造物建築構造物等に用いられる鋼板の場合は必ず溶接工程を経るが、上記のような溶接工程を経る溶接用鋼板が合金元素を多量に含む場合は、溶接部低温靭性が非常に劣化するという問題を引き起こすことがあり得る。

0004

上記の問題を解決するために、特許文献1には鋼の炭素当量(Ceq)を制限し、これと共にTiN介在物を用いて溶接熱影響部(HAZ)の組織粗大化を防ぐことができるようにし、圧延急冷することにより強度を確保する技術が提案された。

0005

これと類似な技術として、特許文献2にはC、Si、Mn等の元素の量を制限すると共にTi、Al等の元素含量を制御してTi−Al系非金属介在物を鋼中に多量に形成させ、溶接時組織粗大化を防いで靭性を向上させる技術が提案されている。

0006

上記の技術は全て溶接性を確保するために合金元素の量を極力抑制し、鋼材内部に組織の変態析出核になり、組織粗大化を防ぐピンニング(pinning)効果を与えることができる非金属介在物を多量に分散分布させ溶接性を先ず向上させた後、強度は急冷して低温変態組織を多量に形成する技術である。即ち、上記技術による場合、1)合金元素の量を制限し、微細介在物を分布させ溶接性を向上させるための条件を先ず確保し、2)強度を確保するために冷却速度を増加させることにより鋼材の強度と溶接性を全て向上させることができる。

0007

しかし、上記従来の技術は、厚さが50mm以上の厚物鋼板には適用することが困難である。これは鋼板の厚さが厚くなる程、鋼板表面と内部の冷却速度は大きく差が出、上記冷却の速度差により、たとえ表面には低温変態組織が多量に生成されても鋼板の内部、特に鋼板厚さ中心部にはポリゴナルフェライトまたはパーライトのような軟質低温変態組織が主に生成され鋼板全体の強度が薄鋼板に比べ減少するようになるためである。

0008

上記の問題を解決するために、特許文献3には、炭素を極低炭素領域のC:0.001〜0.010wt%にその含量を調節し、その他にSi:0.60wt%以下、Mn:0.20〜3.00wt%、Ti:0.005〜0.20wt%、Nb:0.01〜0.20wt%、B:0.0003〜0.0050wt%及びAl:0.100wt%以下を含む組成からなる鋼素材熱間圧延する時、1100〜1350℃の温度で加熱した後、1100〜900℃の温度域で行う圧延パスの間で5〜300秒等温維持または1℃/秒以下の冷却速度で冷却し、800℃以上の温度で圧延を終了してから冷却してベイナイト鋼材を製造する方法に関する発明が開示されている。

0009

上記発明で対象とする鋼材は、炭素含量が0.010wt%以下の極低炭素鋼材であるが、このような鋼材の内部に生成されるベイナイト組織は通常のベイナイト組織とは多少異なる形態の組織で、通常ULCB(Ultra Low Carbon Bainite)という組織である。

0010

上記ULCB組織は、母材の靭性が良好で、厚さ方向の硬度偏差が低いため材質偏差の少ない高強度、高靭性の鋼材に用いるのに適合している。しかし、このようなULCB組織は上記公報の実施例でも確認できるように、t/4時点の降伏強度が400MPa級でこれを厚さ中心部の降伏強度で類推すると350MPa程度であるが、これは本発明で目標とする厚さ中心部降伏強度390MPa以上と比較すると不十分な水準である。また、上記ULCB材は溶接部の靭性が劣悪しその保証温度が0℃に過ぎないのが実情である。

0011

上記ULCB鋼材の強度を向上させるためにはCu、Ni、Cr、Mo等を単独または複合で多量に添加、またはCuを多量に添加し後続熱処理を行う等複雑な処理工程を経なければならないが、このような場合、製造費用が上昇する上、合金元素を多量に添加することにより溶接部の靭性が非常に劣化する恐れがある。

0012

日本特許公開公報特開昭62−170459号
日本特許公開公報特開平7−268540号
大韓民国特許登録公報10−0266378号

発明が解決しようとする課題

0013

本発明は、上記問題を解決するためのもので、50mm以上の厚さを有し、厚さ中心部の引張強度と降伏強度が夫々530MPa以上及び390MPa以上の高強度で、延性脆性遷移温度が−50℃以下である上、厚さ方向の硬度偏差も50Hv以下の低合金溶接構造用極厚物鋼板を提供することをその目的とする。

課題を解決するための手段

0014

上記目的を達成するための本発明の極厚物鋼板は、重量%で、C:0.05〜0.10重量%、Si:0.10〜0.5重量%、Mn:1.3〜1.7重量%、B:0.0005〜0.0025重量%、Ti:0.005〜0.03重量%、N:0.010重量%以下、Nb:0.005〜0.03重量%、Sol.Al:0.005〜0.055重量%、残部Fe及び不可避不純物からなり、上記TiとNの含量比率Ti/Nが2.0以上で、下記の関係式1で表される成分指数(CP)が40乃至50の間であることを特徴とする。

0015

[関係式1]
CP=165×%C+6.8×%Si+10.2×%Mn+80.6×%Nb+9.5×%Cu+3.5×%Ni+12.5×%Cr+14.4×%Mo

0016

この時、上記組成の他に重量%でCu:0.5重量%以下、Ni:0.5重量%以下、Cr:0.15重量%以下及びMo:0.15重量%以下からなるグループのうち選ばれた1種または2種以上をさらに含むことが好ましい。

0017

そして、上記不純物として存在するPとSは夫々重量%でP:0.012%以下及びS:0.005%以下に制御されることが好ましい。

0018

不純物による悪影響をより減少させるためには、上記不純物として存在するPとSは夫々重量%でP:0.010%以下及びS:0.003%以下に制御されることがよい

0019

本発明の極厚物鋼板は、上記特徴にさらに厚さ中心部(全体を厚さをtとしたとき、t/4〜3t/4の範囲)のポリゴナルフェライトの面積分率が10%以下で、表層部(表層下1mmからt/4の範囲、反対側も同一)マルテンサイトの面積分率が10%以下であることがよい。

0020

そして、上記鋼板は厚さ方向の硬度偏差がHv50以内であることが好ましい。

0021

また、本発明は50〜100mmの厚さを有する鋼板を対象とするとき効果的である。

0022

上記の有利な効果を有する本発明の鋼板を製造するための方法は、重量%で、C:0.05〜0.10重量%、Si:0.10〜0.5重量%、Mn:1.3〜1.7重量%、B:0.0005〜0.0025重量%、Ti:0.005〜0.03重量%、N:0.010重量%以下、Nb:0.005〜0.03重量%、Sol.Al:0.005〜0.055重量%、残部Fe及び不可避な不純物からなり、上記TiとNの含量比率Ti/Nが2.0以上で、下記の関係式2で表される成分指数(CP)が40乃至50の間である鋼スラブを1000〜1250℃の温度範囲再加熱し、圧下量30%以上の仕上げ圧延をAr3〜オーステナイト再結晶温度の温度範囲で行った後、Ar3以上の温度で鋼板の中心部を基準に1.5℃/sec以上の冷却速度で冷却を開始し350〜550℃温度で冷却を停止することを特徴とする。

0023

[関係式2]
CP=165×%C+6.8×%Si+10.2×%Mn+80.6×%Nb+9.5×%Cu+3.5×%Ni+12.5×%Cr+14.4×%Mo

0024

このとき、本製造方法の対象とするスラブは、上記の有利な組成の他に重量%でCu:0.5重量%以下、Ni:0.5重量%以下、Cr:0.15重量%以下及びMo:0.15重量%以下からなるグループのうち選ばれた1種または2種以上をさらに含むことが好ましい。

0025

そして、上記不純物として存在するPとSは夫々重量%でP:0.012%及びS:0.005%以下に制御されることがよい。

0026

また、上記不純物として存在するPとSは夫々重量%でP:0.010%及びS:0.003%以下に制御されることがよい。

0027

そして、上記製造される鋼板は、厚さが50〜100mmのとき本発明の有利な効果を得ることができる。

発明の効果

0028

本発明による場合、厚さ50mm以上の溶接構造用極厚物鋼板で溶接性のために合金成分の添加を最小化しながら厚さ中心部の強度及び靭性が非常に優れて厚さ方向の硬度差の少ない溶接構造用極厚物鋼板及びこれを製造することができる方法を提供することができる。

発明を実施するための最良の形態

0029

以下、本発明を詳細に説明する。

0030

(鋼板の組織)
本発明で対象とする鋼板は内部にポリゴナルフェライトまたはマルテンサイトをなるべく含まない針状フェライト(acicular ferrite)またはベイナイト組織を有することが好ましい。特に、厚さ中心部(全体の厚さをtとしたとき、t/4〜3t/4の厚さ範囲、即ち、厚さの中心(t/2)±t/4)のポリゴナルフェライトの含量が10%以下に抑制されなければ本発明で目的とする鋼板の強度及び靭性を得ることが出来ず、表層部(表層下1mmからt/4の範囲、反対側も同一)でマルテンサイトの含量が10%以下に抑制されなければ本発明で目的とする鋼板の厚さ方向の硬度偏差を得ることができない。

0031

このような場合、上述の本発明の鋼組成を満たす鋼板は、表層下1mmと厚さ中心偏析部を除いた厚さ方向の全ての部位で針状フェライト(acicular ferrite)を主体にし、その他ベイナイト(bainite)を含む組織を得ることができる。

0032

(鋼の組成)
本発明で対象としている鋼板の組成は、重量百分率でC:0.05〜0.10%、Si:0.10〜0.5%、Mn:1.3〜1.7%、P:0.012%以下、S:0.005%以下、B:0.0005〜0.0025%、Ti:0.005〜0.03%、Nb:0.005〜0.03%、Sol.Al:0.005〜0.055%、N:0.01%以下を含み、残部はFe及びその他不可避な不純物からなることをその特徴とする。また、Ti/N比が2.0以上で下記の関係式1で表される指数(CP)が40〜50範囲になければならない。

0033

[関係式1]
CP=165×%C+6.8×%Si+10.2×%Mn+80.6×%Nb+9.5×%Cu+3.5×%Ni+12.5×%Cr+14.4×%Mo

0034

以下で本発明で対象とする鋼板の組成の限定理由を説明する。

0035

C:0.05〜0.10重量%
Cは、固溶強化起し鋼の焼入れ性を向上させ、強度の上昇に有効な元素で厚さ中心部で目的とする引張強度を確保するためには0.05重量%以上は投入しなければならない。また、溶接部で低温靭性を確保するためには溶接後、冷却中にホウ炭化物を形成させることにより針状フェライトのような軟質の組織が形成することができるように0.05重量%以上は投入しなければならない。しかし、過多に投入すると表面部の硬度を増加させることにより厚さ方向の硬度偏差を増大させる上、母材の靭性を減少させ溶接部にMA(Martensite−Austenite Consitituent;島状マルテンサイト)の面積分率を増加させ、返って溶接部の靭性が非常に劣化するため、炭素の上限は0.1重量%にする。

0036

Si:0.10〜0.5重量%
Siは、アルミニウム補助溶鋼脱酸する役割をするため、0.10重量%以上投入する必要がある。しかし、Siが過多に投入される場合は溶接HAZで形成された島状マルテンサイトが分解されないため、脆性破壊が生じる危険性が著しく高くなる問題があり、母材の靭性も減少させるため、0.5重量%を超えて投入すると不利である。

0037

Mn:1.3〜1.7重量%
Mnは、鋼の強度を上昇させながら降伏比を低める役割をし、特に鋼の硬化能を増加させることでポリゴナルフェライトの面積分率を抑制する効果があるため、1.3重量%以上添加される必要がある。しかし、Mnが過渡に添加される場合、強度は高いが靭性が低下し、また、溶接熱影響部(HAZ、Heat Affected Zone)の靭性を減少させる元素であるため、1.7重量%以下にその含量が制御されなければならない。

0038

B:0.0005〜0.0025重量%
Bは、本発明の核心的な元素で、少量の添加により鋼の硬化能を増加させる元素である。本発明で目的とする極厚鋼板の厚さ中心部でポリゴナルフェライトが殆どない針状フェライト組織を得て、目的とする強度を確保するためには、0.0005重量%以上の添加が必要であるが、0.0025重量%を超えて過渡に添加される場合は厚さ中心部における硬化能を減少させ強度低下を起こし厚さ方向の硬度偏差を増大させることができるため、その添加量は0.0025重量%以下に制御されなければならない。

0039

Ti:0.005〜0.03重量%
本発明でTiは、Bと共に非常に重要な元素であるが、Bの硬化能の向上効果のためには、圧延完了後にBは原子状態で存在しなければならず、このためにはBと親和力の強いNが、圧延再加熱または圧延中に固溶N状態で存在すれば、BN化合物を形成することによりBの硬化能の増大効果はなくなる。従って、Bに比べNと親和力がより強いTiを添加することでTiNを先ず形成させてBN形成を抑制する必要がある。このような目的のためには、Tiは最少0.005重量%以上添加されなければならず、0.03重量%を超える場合は、その効果は飽和され、過多に添加される場合は連続鋳造操業中のノズルの塞がりまたは粗大な介在物が多量に形成されることにより鋼材の靭性の低下を起こすことができるため、0.03重量%以下に制御する必要がある。

0040

N:0.010重量%以下
Nは、鋼を製造する製鋼工程で避けられない元素であるが、Ti及び/またはAlと反応し窒化物を形成して、その結果、組織を微細化させる効果を有する。しかし、Nを0.010重量%以上投入するためには、製鋼過程窒化マンガンシアン化化合物等を過多に投入する等特別な加窒処理が必要である上、鋼中の固溶Nが存在することによりBの硬化能の向上効果を害する等の問題があるため、上記Nは0.010重量%以下に制限することが好ましい。

0041

一方、より好ましくはTiとNの含量は、その含量比を考慮して制御されることが必要である。即ち、TiとNの重量比(Ti/N比)を2.0以上に制御しなければTiで固溶Nを効果的に制御できないため、Ti含量はTi/N重量比2.0以上で添加しなければならない。

0042

Nb:0.005〜0.03重量%
Nbは、B及びTiと共に本発明で重要な元素であるが、Bの硬化能の向上効果を十分に活用するためにはNbを同時に添加することが必要である。また、Nbはオーステナイト粒径を微細化させ、未再結晶領域を広くすると共に最終組織の微細化及び強度の向上にも寄与する。このような目的のためには0.005重量%以上投入する必要があるが、高価な合金元素で0.03重量%を超えて添加する場合はその効果が大きく増大されない上、溶接部の靭性を害するためその上限を0.03重量%にする。

0043

Sol.Al:0.005〜0.055重量%
Alは、鋼の主要な脱酸剤であるため、その有効成分であるSol.Alが0.005重量%以上添加される必要がある。しかし、0.055重量%を超えて含まれる場合は脱酸効果が飽和されるため、その上限を0.055重量%にする。

0044

上記の鋼組成は高強度、高靭性の優れた性質を有する上、厚さ方向の材質偏差を低減することに有利な組成である。但し、上記鋼組成に加えて、より有利な効果を得るためには下記のCu、Ni、CrまたはMoのうち1種以上をさらに含ませることが好ましい。

0045

Cu:0.5重量%以下及びNi:0.5重量%以下
CuとNiは、溶接部の靭性を大きく低下させず、鋼の硬化能を増加させ、結果的に鋼の組織内にポリゴナルフェライトが生成されることを抑制する役割と固溶強化により強度の向上にも効果的である。しかし、上記Cu及びNiは高価な元素で一定量以上添加する場合、その効果が飽和するため夫々の上限を0.5重量%にする。

0046

Cr:0.15重量%以下
Crは、鋼の硬化能を大幅向上させることができる元素であるためCrの含量が増加するほど、ポリゴナルフェライトの形成を抑制し鋼の強度を向上することができる。しかし、過多に添加される場合、溶接性を害する上、マルテンサイトが形成されることができ、非常に高価であるため、0.15重量%以下で添加することが好ましい。

0047

Mo:0.15重量%以下
MoもCrと同じ効果があるため、ポリゴナルフェライトの抑制と強度の増加に効果的な元素であるが、過多に添加される場合、溶接性を害しマルテンサイトが形成されることができ、非常に高価な元素であるため、0.15重量%以下で添加することが好ましい。

0048

その他、本発明の鋼は製鋼過程で完全に除去することが不可能なP、S等の不純物を含むことができ、これらは鋼の物性をさらに向上させるために下記の条件で制限されることがより好ましい。

0049

P:0.012重量%以下(好ましくは0.010重量%以下)
Pは、粒界偏析を起こさせることにより鋼を脆化させる元素で、本発明のように針状フェライト及び/またはベイナイトが主要組織の鋼では靭性を向上させるために積極的に低減しなければならない必要があるが、Pを極限まで低減するためには、製鋼工程の負荷が深化し0.012重量%以下では上記問題点が大きくは発生しないため、その上限を0.012重量%にする。このようなP含量は、0.010重量%以下にすることが上記のようなPの悪影響を排除するためにより好ましい。

0050

S:0.005重量%以下(好ましくは0.003重量%以下)
Sは、鋼の赤熱脆性を起こす元素で、上記Pと同様に製鋼工程の負荷を考慮しその上限を0.005重量%、好ましくは0.003%以下に限定する。

0051

上記組成に加え、本発明による鋼は下記の関係式2で表される成分指数(CP)が40〜50範囲でなければならない。上記成分指数は厚い鋼板を水冷却する場合、厚さ中心部ではポリゴナルフェライトをどの程度抑制することができるかを決めることができ、表層部ではマルテンサイトをどの程度抑制することができるかを同時に決めることができる尺度である。

0052

[関係式2]
CP=165×%C+6.8×%Si+10.2×%Mn+80.6×%Nb+9.5×%Cu+3.5×%Ni+12.5×%Cr+14.4×%Mo

0053

本発明で上記CPを提案した理由は以下の通りである。

0054

本発明の発明者の研究結果によると、現在まで提案された鋼板の冷却方式を用いて鋼板を冷却するとき、本発明で対象とする厚さ50mm以上100mm程度の極厚物材の厚さ中心部で得ることができる最大冷却速度は鋼板の厚さと冷却方法によって変わるが、略3〜6℃/sec程度である。一方、上記の中心部の最大冷却速度を得るために表層部1mm直下で得られる冷却速度は20〜40℃/sec程度で厚さ中心部と表層部直下の冷却速度は大きな差が出る。

0055

従って、通常の鋼板では、冷却速度が速い表層部はマルテンサイトが形成されやすく、逆に冷却速度が遅い中心部はポリゴナルフェライトが形成されやすい傾向を有する。このような傾向を抑制できない場合、鋼板表層部にはマルテンサイトの面積分率が高くなり、中心部にはポリゴナルフェライトの面積分率が高くなるが、マルテンサイトは代表的な硬質組織で、鋼の強度は向上させるが、靭性を脆弱にする組織で、逆にポリゴナルフェライトは代表的な軟質組織で靭性を確保することには効果的であるが、鋼の高強度化には適合しない。従って、このような組織偏差を有する鋼は表層部は靭性が劣悪で、逆に中心部は強度が低い材質偏差が酷い鋼材になる。また、このような場合、中心部と表層部の硬度差も深刻になり、本発明で目的とする硬度偏差の低減効果を達成することが困難である。

0056

従って、上記CPは本発明の発明者がこのような問題を解決するために長期間の研究の末、導出した変数で、上記CPが一定の範囲に維持される場合、表層部のマルテンサイトと中心部のポリゴナルフェライトが形成される傾向が抑制されることができ、鋼板全体の材質偏差が最小化されることができる。本発明の目的を達成するためには、鋼板の異常部位を除いた残りの部位のポリゴナルフェライトとマルテンサイトの面積分率が夫々10%以下に抑制される必要がある。鋼板の異常部位とは、鋼板内部に形成された中心偏析部位と表層部から表層部直下1mmの深さまでの部位をいうが、中心偏析部位は異常に固溶元素が多量に偏析された部位で通常の鋼材の性質を確保することが困難な位置を言い、表層部から表層部直下1mmの深さまでの位置は冷却速度による影響を極断的に受ける部位であるためである。

0057

上述のように、本発明で目的とする強度と靭性及び鋼材の溶接性を確保するために各成分の上限と下限を厳しく規制し、上記のように各成分の上下限により決まる多くの部分の鋼板組成で本発明の目的を達成することができる。しかし、たとえ上述したように本発明の鋼板の組成を満たす場合でも本発明の目的を達成できない場合が一部発見された。従って、本発明者は本発明の鋼板組成の範囲内で本発明を満たす場合と満たさない一部の場合に対して比較分析した結果、上述のCPという値によりその傾向を説明することができ、従って、本発明で規定している組成範囲内で上記CPを一定の範囲に制御すれば本発明の目的を達成することができることを確認することができた。

0058

上記の実験結果を、図1に示したが、下記表1に示したCPを変化させた合金に対して上記異常部位を除いた部位のポリゴナルフェライトとマルテンサイト面積分率を点算法で測定した結果を図示した。図1でポリゴナルフェライトの面積分率は上述したように50〜100mm厚さの鋼板を加速冷却する場合に中心部で通常得ることができる最大冷却速度である3℃/secの50%に該当する1.5℃/secで測定し、マルテンサイトの面積分率は上述したように50〜100mm厚さの鋼板を加速冷却する場合、表層下1mmから通常制御できる冷却速度の40℃/secで測定した。

0059

図1で分かるように上記関係式1で表される指数(CP)が40以上ではポリゴナルフェライトの面積分率が10%以下で、これはCPが40以上の場合は1.5℃/sec(50〜100mm厚さ中心部の通常の冷却速度の3℃/secより遅い冷却速度である)でもポリゴナルフェライトの面積分率は10%以下に維持することができることを意味する。一方、上記CPが50以下ではマルテンサイトの面積分率が10%以下で、これはCPが50以下の場合は50〜100mm厚さの表層下1mmにおける通常の冷却速度の40℃/secでもマルテンサイトの面積分率を10%以下に維持することができることを意味する。

0060

図2には、上述のCPを変化させた合金の100mm厚さの鋼板に対して厚さ方向2mm間隔で測定されたビッカース硬度最大値最小値差異を示した。上述したように本発明のCP範囲の40〜50の間の場合に硬度差を50Hv以下に制御することができることが分かる。上述したように、これは表層部ではマルテンサイトが10%以下に抑制され厚さ中心部ではポリゴナルフェライトが10%以下に抑制された結果である。

0061

また、上述の本発明の条件を全て満たす極厚物鋼材は50〜100mmの厚さを有しながらも厚さ方向の硬度偏差がHv50以内に制御された極厚物鋼材である。

0062

上記のような条件の極厚物鋼は、下記のような厳しい製造条件により製造されることが好ましい。

0063

(圧延及び冷却条件
本発明は、本質的に厚鋼板の製造で一般的に通用されている制御圧延と加速冷却工法において上述の成分と組織が制御されることにより発明の効果を発揮することができる。しかし、発明の効果をより高めるためには、圧延と冷却条件を通常の方法より、より精密に制御する必要がある。

0064

再加熱温度:1000℃〜1250℃
上述の成分で構成された鋼スラブを熱間圧延するためには、所定の温度で加熱することが必要である。本発明の目的を達成するためには、後続の圧延完了後にBが原子状態で存在しなければならない。このためには加熱中にBは固溶状態で維持させる一方、NはTiNで析出させることにより固溶Nを低めることにより圧延後、冷却中にBNが析出しないように制御することが必要である。このような効果を確保するためには、スラブは1000℃以上加熱することにより凝固中に形成されたBNを鋼中に再び固溶させなければならない。一方、1250℃以上で加熱する場合はTiN析出物が溶解されることにより鋼中に固溶Nが多量に含まれる。

0065

従って、スラブの再加熱温度は1000℃以上、1250℃以下に制御することが必要である。

0066

仕上げ圧延温度:Ar3〜オーステナイトの再結晶温度
仕上げ圧延温度は、本発明の目的を達成するための重要な構成手段のうち一つである、フェライト変態温度のAr3以下で仕上げ圧延が行われる場合は、ポリゴナルフェライトが形成されることにより本発明で目的とするポリゴナルフェライトの面積分率を10%以下にすることが困難になる。従って、仕上げ圧延はAr3温度以上で行わなければならない。一方、仕上げ圧延温度が高すぎてオーステナイトの再結晶温度以上になる場合は、結晶粒が粗大になることにより靭性が悪くなる上、表層部における鋼の硬化能が非常に大きくなりマルテンサイトの面積分率が10%以上に高くなることができるため、その上限はオーステナイトの再結晶温度以下にすることが好ましい。

0067

従って、仕上げ圧延開始温度は、オーステナイトの再結晶温度以下Ar3変態温度以上であることが好ましい。

0068

仕上げ圧延時の圧下量:30%以上
仕上げ圧延時オーステナイト結晶粒を微細化させる効果を十分に得るためには、上記仕上げ圧延時の圧下量は30%以上であることが好ましい。より好ましくは45%以上にすることがオーステナイト結晶粒の微細化に非常に効果的である。若し、上記仕上げ圧延時の圧下量が30%未満の場合はオーステナイト結晶粒の微細化の効果が不十分であるため、鋼材の靭性が低下され強度向上効果が不十分になるためである。

0069

冷却開始温度:Ar3以上
鋼材がAr3以上で仕上げ圧延を完了してもAr3以上の温度で水冷却が開始されない場合は、空冷中に粗大なポリゴナルフェライトが形成されるようになる。このような場合には、本発明で目的としている組織を得ることができる上、強度と靭性も低下するようになる。従って、鋼材の温度がフェライト生成領域に入る前に、即ち、Ar3に到達する前に冷却を開始しなければ本発明で提供する所期の目的を達成することができない。

0070

冷却速度:1.5℃/sec以上
通常の方法で加速冷却を行う場合は、上述の成分範囲で本発明の目的を達成することができる。しかし、鋼材の冷却速度が非常に遅い場合、例えば、圧延完了後空冷を行う場合は、鋼板全体にわたってポリゴナルフェライトが多量に生成されることによりその目的が達成できなくなる。従って、本発明の目的を効果的に達成するためには、厚さ中心部でポリゴナルフェライトが抑制されることができる程度に冷却することが必要になる。

0071

即ち、このような目的のためには、鋼材の中心部の冷却速度は1.5℃/sec以上の必要がある。

0072

冷却停止温度:350〜550℃
鋼材の冷却が550℃以上の温度で停止される場合は、厚さ中心部でポリゴナルフェライトの生成が起こり得り、本発明で目的とする針状フェライトの形成を妨害する。また、鋼材の冷却が350℃未満の温度で停止される場合はベイナイトやマルテンサイトのような低温組織の面積分率が高くなるが、上記ベイナイトやマルテンサイトのような低温組織は応力−ひずみ曲線で確認できる降伏挙動が、降伏点が表れていない、いわゆる連続降伏を起こすようになるため、一定水準まではその面積分率が増加するほど、返って降伏強度が減少する現象を齎す。

0073

従って、本発明のように鋼板全体の厚さに低温組織を生成させることが困難な厚物鋼板の場合は、上記低温組織の面積分率が高くなることを防ぐことが降伏強度をより向上させることに効果的であることができる。そのため、鋼材の冷却停止温度は350〜550℃であることが好ましい。

0074

(実施例1)
本発明により提供される鋼板の物性を確認するために下記表1に記載の鋼組成のスラブを粗圧延した後、各組成別に未再結晶域の温度とAr3の間の温度で40%の累積圧下率で熱間圧延を行い、この時、鋼板の厚さは50mmと100mmであった。圧延後Ar3+10℃以上の温度で冷却を開始し冷却時鋼板中心部の冷却速度が3℃/secになるよう冷却条件を調節した。

0075

0076

但し、上記表1中、各元素の含量は重量%を意味し、言及されていないSol.Alの含量は、本発明の範囲(0.005〜0.055重量%)を満たすように添加された。

0077

上記の条件で厚さ50mmと100mmの鋼板を製造した。100mm厚さの鋼板では、微細組織と硬度差を測定し、50mmと100mm各鋼板の中心部で採取した試片(試片の厚さ方向の中心線と鋼板の厚さ方向の中心線を一致させて採取)の物性を測定した。また、300kJ/cmの入熱量で溶接した溶接部の溶融線(fusion line)で衝撃靭性を測定し、その全ての結果を下記表2に示した。

0078

但し、ここでVFはポリゴナルフェライトの面積分率で厚さ中心部(鋼板の厚さをtとしたとき、表面からt/4〜3t/4の範囲)の0.01mm2当り点算法により測定されたポリゴナルフェライトの面積分率で、VMは表層下2mmから厚さのt/4の範囲で同じ方法で測定されたマルテンサイトの面積分率である。硬度差は表面から表層下2mmの範囲と厚さ中心部の偏析部を除いた地域でビッカース硬度で測定された最高硬度と最少硬度の差である。母材と溶接部のDBTTは常温(20℃)から−140℃の範囲で20℃間隔で測定されたCharpy V−nochの衝撃試験の結果から測定された延性−脆性遷移温度で200Jのエネルギー値を見せる温度である。

0079

0080

上記表2の実施例で分かるように、本発明で組成された鋼は100mm厚さの鋼板の厚さ中心部ではポリゴナルフェライトが10%以下に抑制され、表層部ではマルテンサイトが10%以下に抑制されることにより結果的に厚さ方向の硬度差が50Hv以下に制御されることができる。また、50mmと100mm厚さの鋼板の厚さ中心部の降伏強度は399MPa以上で引張強度も536MPa以上で、DBTTも−52℃以下で本発明が目的とすることが達成されることが分かる。一方、溶接部の靭性を測定した結果でも本発明で組成された相は−20℃における衝撃靭性が132J以上で、DBTTも−35℃以下で非常に優れていることが分かる。

0081

これに反し大韓民国登録特許公報(B1)10−0266378の代表的な成分である比較鋼1をみると、厚さ方向の組織の面積分率と硬度偏差は、本発明と類似にその目的を達成しているが、上述したようにC含量が非常に低いことにより100mm厚さ中心部の強度は非常に低い上、溶接部の靭性も非常に低いことが分かる。

0082

一方、Cの含量が非常に高い比較鋼2の場合は、強度は非常に高いが、表層部のマルテンサイト面積分率の増加と、Cの固溶強化の増加により硬度差が50Hv以上で、特に母材のDBTTも−50℃より高く溶接部の靭性も本発明の目的に適合しないことが分かる。

0083

Siの含量が本発明の上限を超えた比較鋼3の場合にも上述したように硬度偏差と強度は本発明の目的に適合すると言えるが、母材と溶接部の靭性が非常に低いことが分かる。

0084

一方、Mnの含量が本発明の下限より少ない比較鋼4は硬化能が低いため、100mm厚さの鋼板で厚さ方向の組織と硬度偏差及び厚さ中心部の強度が本発明の目的に適合せず、Mnの含量が本発明の上限より多い比較鋼5は母材と溶接部の衝撃靭性が非常に低いため、本発明の目的に適合しないことが分かる。

0085

P含量が本発明の上限より高い比較鋼6の場合には、母材と溶接部の衝撃靭性が低いため、本発明に適合しない。

0086

Bが添加されていない比較鋼7は、厚さ中心部でポリゴナルフェライトの面積分率が10%以上に高く、結果的に100mm鋼板の厚さ中心部で強度が低下され本発明が目的とすることを満たさないことが分かる。一方、Bが過度に添加された比較鋼8の場合も、上述したようにBのホウ炭化物等の析出により返ってBによる効果が弱くなることにより硬度偏差が50Hv以上である上、100mm鋼板の厚さ中心部の強度及び靭性も本発明の目的に適合しないことが分かる。

0087

Tiを添加しない比較鋼9とTi/N比が2以下である比較鋼10の場合には、上述したように鋼中の固溶Nを充分に低めることが出来なかったため、BNが形成されることにより厚さ中心部でポリゴナルフェライトの面積分率が10%以上で厚さ方向の硬度差も50Hv以上で、厚さ中心部の引張強度も本発明で目的とする水準以下であることが分かる。

0088

比較鋼11は、Nbが添加されない場合で、NbによるBの硬化能の向上効果が発現されなかったため、厚さ中心部のポリゴナルフェライトの面積分率が10%を超え、硬度偏差も50Hv以上である上、100mm厚さ鋼板の厚さ中心部の強度が本発明で目的とする水準以下であることが分かる。

0089

比較鋼12と比較鋼13は、各自の成分が本発明の範囲にあるが、本発明で提案したCPが本発明の範囲を超える場合に対する結果である。CPが本発明の下限より少ない比較鋼12は厚さ中心部のポリゴナルフェライトが10%を超え、硬度偏差も50Hvを超える上、50mmと100mm鋼材の厚さ中心部の強度が本発明で目的とすることに遥かに至らないことが分かる。一方、CPが本発明の上限を超える比較鋼13は表層部のマルテンサイト面積分率が10%を超え、硬度偏差も50Hvを超えることが分かる、また、比較鋼13の場合には、過度な強度の上昇により母材と溶接部の衝撃靭性が本発明が目的とすることに至らないことが分かる。

0090

以上の結果から、本発明による鋼板の有利な効果を確認することができた。

0091

(実施例2)
本発明の条件による組成である上記表1の発明鋼1乃至発明鋼17の組成を有する鋼スラブを用いて粗圧延を行った後、下記表3に記載の条件で圧延及び冷却を行って100mm厚さを有する厚鋼板を夫々製造した。

0092

0093

但し、ここで、Tnrはオーステナイトの再結晶温度、Ar3はオーステナイト→フェライト変態開始温度を示す。また、T4とT5は仕上げ圧延開始温度と終了温度を示す。

0094

上記表3の方法により製造した鋼板から上記実施例1と同じ方式で採取した試片の物性を測定した結果を下記表4に記載した。

0095

0096

但し、ここでDBTTは、延性−脆性破壊遷移温度(Ductile−Brittle Transition Temperature)を意味する。

0097

上記のように本発明で圧延と冷却条件による発明材1乃至発明材25の場合は、全て厚さ中心部のポリゴナルフェライトの面積分率が10%以下で、表層下2mmを除いた残りの部位ではマルテンサイトの面積分率が10%以下の値を示しており、結果的に本発明で目的とすることのように硬度差は50Hv以下であることが分かる。また、厚さ中心部の降伏強度は395MPa以上、引張強度は532MPa以上で、脆性破壊遷移温度(DBTT)が−52℃以下で優れた低温靭性を示していることが分かる。

0098

しかし、再加熱温度が本発明の範囲から外れ比較材1の場合は、固溶Nが多量に存在したため、Bの硬化能の向上の役割が充分でないため、厚さ中心部にポリゴナルフェライトの面積分率が本発明の範囲を超え、結果的に硬度差が50Hvを超え、厚さ中心部の降伏強度と引張強度も目的とすることに至らない低い値を示した。

0099

一方、再加熱温度が高すぎる比較材2の場合は、硬度差と強度は本発明の目的に附合するが、オーステナイト結晶粒が非常に大きくなるため、厚さ中心部のDBTTが非常に高く、本発明の目的に適合しないことが分かる。

0100

オーステナイトの再結晶温度以上で仕上げ圧延を行った比較材3の場合は表層部の硬化能が非常に高くなることにより表層部に多量のマルテンサイトが形成され結果的に大きな硬度差を示した。また、圧延による結晶粒の微細化が殆ど起こることができなかったため、DBTTが−32℃で発明材に比べ不十分な結果を示していた。

0101

そして、フェライト変態が既に開示された温度であるAr3以下の温度で仕上げ圧延を行った比較材5は表層部と厚さ中心部の全てのポリゴナルフェライトが多量に形成されることにより、硬度偏差も50Hvを超える上、鋼材厚さ中心部の引張強度が486MPa、DBTTは−39℃で本発明で目的とする値より優れていないことが分かる。

0102

一方、仕上げ圧延はAr3以上の温度で行ったが、冷却をAr3以下で行った比較材6の場合も比較材5と類似に鋼板の全体にわたってポリゴナルフェライトの面積分率が10%を超えており、結果的に強度が低いという結果を示した。

0103

比較材4は、仕上げ圧延時の圧下量が20%で本願の条件に附合しない場合であるが、これによる結晶粒の微細化の効果が不十分で、低温靭性が低くなり、DBTTが−33℃であり、降伏強度も387MPaで多少不十分であった。

0104

比較材7は、圧延条件は本願の発明に附合するが、冷却速度が、空冷に近い程、非常に遅い場合であるが、非常に遅い冷却速度により厚さの全範囲にわたってポリゴナルフェライトの面積分率が10%を超えており、これにより強度はもちろんDBTT特性も発明材に比べ非常に不十分であることを示した。

0105

比較材8は、冷却終了温度が279℃で本発明で規定した温度範囲より低い場合である。この場合は、厚さ中心部でもマルテンサイトの面積分率が10%を超える等低温組織が過多に生成され引張試験時、素材内部で連続降伏が起こり、その結果、降伏強度が減少する結果を示した。

0106

比較材9は、冷却終了温度が626℃で本発明で規定した温度範囲より高い温度で冷却が終了した場合である。このような場合、内部にポリゴナルフェライトへの変態が多量に発生され、硬度差が50Hvを超える上、厚さ中心部の引張強度が低下することにより本発明の目的に適合しないことが分かる。

0107

上記で述べたように、本発明の成分範囲と微細組織の制御を通じ本発明の目的を達成することができ、本質的には通常の厚鋼板の制御圧延と制御冷却条件を適用する場合に本発明の目的を達成することができる。しかし、本発明で既定している条件、即ち、鋼板を構成している成分により決まる鋼板の製造条件を満たせば、本発明で目的としている微細組織の制御はもちろん厚さ方向の硬度差の制御及び鋼板中心部の強度及び靭性が向上された溶接構造用極厚物の鋼板を製造することができることを確認することができた。

図面の簡単な説明

0108

成分指数(CP)による表層部のマルテンサイトの面積分率と中心部のポリゴナルフェライトの面積分率を示すグラフである。
成分指数(CP)による厚さによる硬度偏差の分布を示すグラフである。

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