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特許7197582耐水素誘起割れ性及び低温衝撃靭性に優れた高強度鋼材及びその製造方法
(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】特許公報(B2)
(11)【特許番号】
(24)【登録日】2022-12-19
(45)【発行日】2022-12-27
(54)【発明の名称】耐水素誘起割れ性及び低温衝撃靭性に優れた高強度鋼材及びその製造方法
(51)【国際特許分類】
C22C 38/00 20060101AFI20221220BHJP
C22C 38/58 20060101ALI20221220BHJP
C21D 8/02 20060101ALI20221220BHJP
【ＦＩ】
C22C38/00 301F
C22C38/58
C21D8/02 C
【請求項の数】
11
(21)【出願番号】P 2020529743
(86)(22)【出願日】2018-07-27
(65)【公表番号】
(43)【公表日】2021-02-15
(86)【国際出願番号】 KR2018008579
(87)【国際公開番号】W WO2019107700
(87)【国際公開日】2019-06-06
【審査請求日】2020-07-31
(31)【優先権主張番号】10-2017-0164465
(32)【優先日】2017-12-01
(33)【優先権主張国・地域又は機関】KR
(73)【特許権者】
【識別番号】592000691
【氏名又は名称】ポスコ
【氏名又は名称原語表記】ＰＯＳＣＯ
(74)【代理人】
【識別番号】110000051
【氏名又は名称】弁理士法人共生国際特許事務所
(72)【発明者】
【氏名】オム，ギョン‐グン
(72)【発明者】
【氏名】キム，デ‐ウー
【審査官】河口 展明
(56)【参考文献】
【文献】国際公開第２０１７／１０５１０９（ＷＯ，Ａ１）
【文献】国際公開第２０１７／１０５１０７（ＷＯ，Ａ１）
【文献】国際公開第２０１７／１１１４１６（ＷＯ，Ａ１）
【文献】特開２００４－３１５９５７（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２０１０－２８５６５６（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２０１５－１４７９６１（ＪＰ，Ａ）
(58)【調査した分野】(Int.Cl.，ＤＢ名)
Ｃ２２Ｃ ３８／００－３８／６０
Ｃ２１Ｄ ７／００－８／１０
(57)【特許請求の範囲】
【請求項1】
重量％で、Ｃ：０．０２～０．１２％、Ｓｉ：０．２２～０．６０％、Ｍｎ：０．６～１．６％、Ｐ：０．０２０％以下（０％は除く）、Ｓ：０．００３％以下（０％は除く）、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００２～０．０６０％、Ｃｕ：０．０１～０．６％、Ｎｉ：０．０１～１．０％、Ｃｒ：０．０２～０．５％、Ｍｏ：０．０１～０．３％、Ｔｉ：０．０２３～０．１０％、Ｎｂ：０．００１～０．０６％、Ｖ：０．００１～０．１０％、Ｎ：０．００１～０．００６％、Ｃａ：０．０００２～０．００６０％、残部はＦｅ及びその他の不可避不純物からなり、（Ｔｉ＋Ｖ＋０．５Ｎｂ＋０．５Ｍｏ）が０．０５％以上であり、（Ｔｉ＋Ｖ＋０．５Ｎｂ＋０．５Ｍｏ）／Ｃが０．８以上であり、組織として、フェライトと、残りのパーライト、セメンタイト、及びＭＡ（マルテンサイト－オーステナイトの複合相）のうち１種以上とを含み、鋼材は、前記フェライトの分率が面積％で９０％以上（１００％を除く）であり、前記パーライト、セメンタイト、及びＭＡのうち１種以上の全体の分率が面積％で１０％以下であり、前記フェライトの組織内における平均サイズ１００ｎｍ以下の微細な炭窒化析出物が重量％で０．０３％以上存在し、前記フェライトの組織の平均結晶粒サイズが２０μｍ以下であることを特徴とする耐水素誘起割れ性及び低温衝撃靭性に優れた高強度鋼材。
【請求項2】
前記鋼材がパーライト組織を含む場合、前記パーライトは、ＡＳＴＭ Ｅ１２６８で定義される方向性程度（Ｔｈｅｄｅｇｒｅｅ ｏｆ ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ、オメガ＿１２）の値が０．１以下と微細に分散した形で存在することを特徴とする請求項１に記載の耐水素誘起割れ性及び低温衝撃靭性に優れた高強度鋼材。
【請求項3】
前記鋼材は、４８５ＭＰａ以上の引張強度、－４０℃で１２０Ｊ以上の衝撃吸収エネルギー値、及びＨＩＣ評価時に５％以下の長さ方向の亀裂の割合（ＣＬＲ）を有することを特徴とする請求項１に記載の耐水素誘起割れ性及び低温衝撃靭性に優れた高強度鋼材。
【請求項4】
前記鋼材は６～１３３ｍｍの厚さを有することを特徴とする請求項１に記載の耐水素誘起割れ性及び低温衝撃靭性に優れた高強度鋼材。
【請求項5】
重量％で、Ｃ：０．０２～０．１２％、Ｓｉ：０．２２～０．６０％、Ｍｎ：０．６～１．６％、Ｐ：０．０２０％以下（０％は除く）、Ｓ：０．００３％以下（０％は除く）、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００２～０．０６０％、Ｃｕ：０．０１～０．６％、Ｎｉ：０．０１～１．０％、Ｃｒ：０．０２～０．５％、Ｍｏ：０．０１～０．３％、Ｔｉ：０．０２３～０．１０％、Ｎｂ：０．００１～０．０６％、Ｖ：０．００１～０．１０％、Ｎ：０．００１～０．００６％、Ｃａ：０．０００２～０．００６０％、残部はＦｅ及びその他の不可避不純物からなり、（Ｔｉ＋Ｖ＋０．５Ｎｂ＋０．５Ｍｏ）が０．０５％以上であり、（Ｔｉ＋Ｖ＋０．５Ｎｂ＋０．５Ｍｏ）／Ｃが０．８以上であるスラブを１０８０～１３００℃に再加熱する段階と、前記のように再加熱されたスラブを圧延終了温度が８５０℃以上になるように熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、
前記熱延鋼板を水冷を介して５５０～７５０℃の冷却終了温度に冷却する段階と、
前記のように冷却された鋼板を８５０～９５０℃で１．３＊ｔ［ｔは鋼板の厚さ（ｍｍ）］＋（５～６０分）の間焼ならし熱処理する段階と、を含み、
組織として、フェライトと、残りのパーライト、セメンタイト、及びＭＡ（マルテンサイト－オーステナイトの複合相）のうち１種以上とを含み、鋼材は、前記フェライトの分率が面積％で９０％以上（１００％を除く）であり、前記パーライト、セメンタイト、及びＭＡのうち１種以上の全体の分率が面積％で１０％以下であり、前記フェライトの組織内における平均サイズ１００ｎｍ以下の微細な炭窒化析出物が重量％で０．０３％以上存在し、前記フェライトの組織の平均結晶粒サイズが２０μｍ以下であることを特徴とする耐水素誘起割れ性及び低温靭性に優れた高強度鋼材の製造方法。
【請求項6】
前記スラブを再加熱する段階における再加熱温度が１１５０～１３００℃であることを特徴とする請求項５に記載の耐水素誘起割れ性及び低温靭性に優れた高強度鋼材の製造方法。
【請求項7】
前記圧延終了温度が８５０～１０５０℃であることを特徴とする請求項５に記載の耐水素誘起割れ性及び低温靭性に優れた高強度鋼材の製造方法。
【請求項8】
前記圧延終了温度がＡｒ３＋７０℃～Ａｒ３＋２７０℃であることを特徴とする請求項５に記載の耐水素誘起割れ性及び低温靭性に優れた高強度鋼材の製造方法。
【請求項9】
前記熱延鋼板の厚さが６～１３３ｍｍであることを特徴とする請求項５に記載の耐水素誘起割れ性及び低温靭性に優れた高強度鋼材の製造方法。
【請求項10】
前記焼ならし熱処理する段階によって熱処理された鋼板を５００℃以上で１０分以上焼戻し熱処理する段階をさらに含むことを特徴とする請求項５に記載の耐水素誘起割れ性及び低温靭性に優れた高強度鋼材の製造方法。
【請求項11】
前記焼戻し熱処理により、鋼板中の炭窒化析出物の含有量が０．００１～０．００５重量％増加することを特徴とする請求項１０に記載の耐水素誘起割れ性及び低温靭性に優れた高強度鋼材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は、耐水素誘起割れ性及び低温衝撃靭性に優れた高強度鋼材及びその製造方法に係り、より詳しくは、原油を採掘、処理、輸送、貯蔵するプラント設備及び造船海洋構造物などに用いられる耐水素誘起割れ性（耐ＨＩＣ特性）及び低温衝撃靭性に優れた高強度鋼材及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【0002】
石油資源の枯渇や原油高に伴い、徐々に硫黄などの不純物含有量が高い低品質原油の生産が大幅に増加しつつある。そこで、低品位の原油を採掘、処理、輸送、貯蔵するすべてのプラント設備に用いられる鋼材に対しても、原油中の硫黄成分に起因する湿潤硫化水素による水素誘起割れ（ＨＩＣ：Ｈｙｄｒｏｇｅｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｃｒａｃｋｉｎｇ）を抑制する特性が必須として求められている。
また、最近の事故による環境汚染が地球全体の問題となり、これを回復するために天文学的な費用がかかるため、エネルギー産業に用いられる鉄鋼材の要求特性のレベルが徐々に厳しくなる傾向にある。
また、最近の事故による環境汚染が地球全体の問題となり、これを回復するために天文学的な費用がかかるため、エネルギー産業に用いられる鉄鋼材の要求特性のレベルが徐々に厳しくなる傾向にある。
【0003】
原油を採掘、処理、輸送、貯蔵するプラント設備及び造船海洋構造物などの素材の一例として、高強度焼ならし鋼材が提案されている。
焼ならし鋼材において高強度を得るための方法として、Ｃ添加によるパーライト分率の増加やＣｕ、Ｍｏなどの固溶強化元素の添加、そして、Ｎｂ、Ｖの単純添加による炭窒化析出物の生成を用いる方法が挙げられる。
焼ならし鋼材において高強度を得るための方法として、Ｃ添加によるパーライト分率の増加やＣｕ、Ｍｏなどの固溶強化元素の添加、そして、Ｎｂ、Ｖの単純添加による炭窒化析出物の生成を用いる方法が挙げられる。
【0004】
一方、鋼材の耐水素誘起割れ性を向上させるための方法として、水素の集積、及びクラックの開始点として作用する可能性がある鋼材内部の介在物、空隙などの内部欠陥を制御する方法や、クラックが容易に発生且つ伝播するパーライトなどの硬化組織を最小化する方法、又はその形状を制御するために強圧延を適用する方法などが数多く提案されている。
【0005】
しかし、鋼材に対する強度要求が次第に増加するにつれて、強度確保のためのＣの添加量や固溶強化成分の添加量を増加させているのが実情である。しかし、Ｃ添加量の増加は、パーライト分率を増加させるとともに、パーライトが帯状（ｂａｎｄｅｄ ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ）に現れるようになり、水素誘起割れの伝播を容易にするだけでなく、低温における衝撃靭性を大きく低下させる原因となる。これは互いに矛盾する側面を有していることになる。
【0006】
また、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏなどの固溶強化成分の添加は、強度を増加させる効果を奏する一方で、赤熱脆性による表面クラックを誘発したり、又は添加成分が高価なため経済性を大幅に低下させる原因となる。
尚、析出物による強化効果を得るためにＮｂ、Ｖを過度に添加すると、溶接部の硬化能を基準以上に大幅に増加させて、溶接部の靭性低下及び水素誘起割れの原因として作用する虞がある。
尚、析出物による強化効果を得るためにＮｂ、Ｖを過度に添加すると、溶接部の硬化能を基準以上に大幅に増加させて、溶接部の靭性低下及び水素誘起割れの原因として作用する虞がある。
【0007】
このように、従来の方法では、焼ならし鋼材の高強度化、低温における優れた衝撃靭性、及び優れた水素誘起割れの防止特性をすべて確保することが難しいという問題がある。
そこで、高強度、低温における優れた衝撃靭性、及び優れた水素誘起割れの防止特性のすべてを有する焼ならし鋼材の開発が求められている。
そこで、高強度、低温における優れた衝撃靭性、及び優れた水素誘起割れの防止特性のすべてを有する焼ならし鋼材の開発が求められている。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0008】
本発明の目的とするところは、耐水素誘起割れ性（耐ＨＩＣ特性）及び低温衝撃靭性に優れた高強度鋼材を提供することにある。
本発明の他の目的とするところは、耐水素誘起割れ性（耐ＨＩＣ特性）及び低温衝撃靭性に優れた高強度鋼材の製造方法を提供することにある。
本発明の他の目的とするところは、耐水素誘起割れ性（耐ＨＩＣ特性）及び低温衝撃靭性に優れた高強度鋼材の製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【0009】
本発明の耐水素誘起割れ性及び低温衝撃靭性に優れた高強度鋼材は、重量％で、Ｃ：０．０２～０．１２％、Ｓｉ：０．０２～０．６０％、Ｍｎ：０．６～１．６％、Ｐ：０．０２０％以下（０％は除く）、Ｓ：０．００３％以下（０％は除く）、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００２～０．０６０％、Ｃｕ：０．００５～０．６％、Ｎｉ：０．００５～１．０％、Ｃｒ：０．００５～０．５％、Ｍｏ：０．０１～０．３％、Ｔｉ：０．００１～０．１０％、Ｎｂ：０．００１～０．０６％、Ｖ：０．００１～０．１０％、Ｎ：０．００１～０．００６％、Ｃａ：０．０００２～０．００６０％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物からなり、（Ｔｉ＋Ｖ＋０．５Ｎｂ＋０．５Ｍｏ）が０．０５％以上であり、（Ｔｉ＋Ｖ＋０．５Ｎｂ＋０．５Ｍｏ）／Ｃが０．８以上であり、微細組織として、フェライトと、残りのパーライト、セメンタイト、及びＭＡ（マルテンサイト－オーステナイトの複合相）のうち１種以上とを含み、上記フェライトの分率が面積％で９０％以上（１００％を除く）であり、上記パーライト、セメンタイト、及びＭＡのうち１種以上の全体の分率が面積％で１０％以下であり、上記フェライト組織内における平均サイズ１００ｎｍ以下の微細な炭窒化析出物が重量％で０．０３％以上存在し、上記フェライト組織の平均結晶粒サイズが２０μｍ以下であることを特徴とする。
【0010】
本発明の耐水素誘起割れ性及び低温靭性に優れた高強度鋼板の製造方法は、重量％で、Ｃ：０．０２～０．１２％、Ｓｉ：０．０２～０．６０％、Ｍｎ：０．６～１．６％、Ｐ：０．０２０％以下（０％は除く）、Ｓ：０．００３％以下（０％は除く）、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００２～０．０６０％、Ｃｕ：０．００５～０．６％、Ｎｉ：０．００５～１．０％、Ｃｒ：０．００５～０．５％、Ｍｏ：０．０１～０．３％、Ｔｉ：０．００１～０．１０％、Ｎｂ：０．００１～０．０６％、Ｖ：０．００１～０．１０％、Ｎ：０．００１～０．００６％、Ｃａ：０．０００２～０．００６０％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物からなり、（Ｔｉ＋Ｖ＋０．５Ｎｂ＋０．５Ｍｏ）が０．０５％以上であり、（Ｔｉ＋Ｖ＋０．５Ｎｂ＋０．５Ｍｏ）／Ｃが０．８以上であるスラブを１０８０～１３００℃に再加熱する段階と、上記のように再加熱されたスラブを圧延終了温度が８５０℃以上になる条件で制御圧延して熱延鋼材を得る段階と、上記熱延鋼材を５５０～７５０℃の冷却終了温度で水冷してから空冷する制御冷却段階と、上記のように冷却された鋼材を８５０～９５０℃で１．３＊ｔ［ｔは鋼板の厚さ（ｍｍ）］＋（５～６０分）間維持した後、空冷する焼ならし熱処理段階と、を含むことを特徴とする。
【0011】
上記焼ならし熱処理する段階によって熱処理された鋼材を５００℃以上で１０分以上焼戻し熱処理する段階をさらに含むことが好ましい。
【発明の効果】
【0012】
本発明によると、本発明の耐水素誘起割れ性及び低温衝撃靭性に優れた高強度鋼材は、原油を採掘、処理、輸送、貯蔵するプラント設備、造船海洋構造物、及び圧力容器などに有効に適用することができる。
【図面の簡単な説明】
【0013】
【図1】従来方法によって製造された鋼材（比較例３）の微細組織写真である。
【図2】本発明によって製造された鋼材（発明例１）の微細組織写真である。
【図3】従来方法によって製造された鋼材（比較例３）の析出物分布を示す写真である。
【図4】本発明によって製造された鋼材（発明例１）の析出物分布を示す写真である。
【発明を実施するための形態】
【0014】
以下、本発明の好ましい実施形態について説明する。
しかし、本発明の実施形態は、当該技術分野における平均的な知識を有する者に本発明をさらに完全に説明するために提供されるものである。
また、本発明の実施形態は、いくつかの他の形態に変形することができ、本発明の範囲が以下説明する実施形態に限定されるものではない。
尚、明細書全体において、ある構成要素を「含む」というのは、特に反対される記載がない限り、他の構成要素を除外するのではなく、他の構成要素をさらに含むことができることを意味する。
しかし、本発明の実施形態は、当該技術分野における平均的な知識を有する者に本発明をさらに完全に説明するために提供されるものである。
また、本発明の実施形態は、いくつかの他の形態に変形することができ、本発明の範囲が以下説明する実施形態に限定されるものではない。
尚、明細書全体において、ある構成要素を「含む」というのは、特に反対される記載がない限り、他の構成要素を除外するのではなく、他の構成要素をさらに含むことができることを意味する。
【0015】
本発明の主要概念のうちの一つは、ＨＩＣ伝播抵抗性及び強度をともに確保するために有利な微細なフェライトの分率を最大化し、不利な微細組織であるセメンタイト、パーライト、及びＭＡ相などの硬質相が最小限に構成された微細組織を有するようにしたものであり、これを得るために、熱間圧延（制御圧延）及び水冷却（制御冷却）を介してフェライト結晶粒内にナノサイズの微細な析出物を生成させることにより、後続する焼ならし熱処理時にオーステナイトの生成後の成長を大きく抑制し、冷却中に生成されるフェライトの結晶粒サイズを微細に制御して、微細なフェライト及び析出物によって耐水素誘起割れ性（耐ＨＩＣ特性）、低温衝撃靭性、及び強度をすべて向上させるものである。
【0016】
本発明は、耐水素誘起割れ性及び低温靭性に優れた高強度の焼ならし鋼材を生産するために、Ｃの含有量を従来の一般的な方法よりも低く、０．１２％以下の範囲に制御し、微細組織をフェライトが９０％以上になるようにし、且つ熱間圧延後の冷却条件を制御して、フェライト粒内に１００ｎｍ以下の微細な析出物が０．０３重量％以上存在するようにすることにより、焼ならし熱処理時にオーステナイトの生成後の成長を抑制して、冷却中に生成されるフェライト結晶粒が２０μｍ以下になるようにするとともに、低温靭性及び水素誘起割れの防止特性に不利な組織であるパーライト、セメンタイト、及びＭＡ相（マルテンサイト－オーステナイトの複合相）のうち１種以上の分率が全体の１０％以下になるように制御する。さらに、多量の微細な析出物は、強度の増加効果に加えて、吸収された水素の固着サイトとしての作用もするようにして、水素誘起割れ性（耐ＨＩＣ特性）及び低温衝撃靭性に優れた高強度鋼材及びその製造方法を提供するものである。
【0017】
以下、本発明の好ましい一側面による耐水素誘起割れ性（耐ＨＩＣ特性）及び低温衝撃靭性に優れた高強度鋼材について詳細に説明する。
【0018】
本発明の好ましい一側面による耐水素誘起割れ性（耐ＨＩＣ特性）及び低温衝撃靭性に優れた高強度鋼材は、重量％で、Ｃ：０．０２～０．１２％、Ｓｉ：０．０２～０．６０％、Ｍｎ：０．６～１．６％、Ｐ：０．０２０％以下（０％は除く）、Ｓ：０．００３％以下（０％は除く）、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００２～０．０６０％、Ｃｕ：０．００５～０．６％、Ｎｉ：０．００５～１．０％、Ｃｒ：０．００５～０．５％、Ｍｏ：０．０１～０．３％、Ｔｉ：０．００１～０．１０％、Ｎｂ：０．００１～０．０６％、Ｖ：０．００１～０．１０％、Ｎ：０．００１～０．００６％、Ｃａ：０．０００２～０．００６０％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、（Ｔｉ＋Ｖ＋０．５Ｎｂ＋０．５Ｍｏ）が０．０５％以上であり、（Ｔｉ＋Ｖ＋０．５Ｎｂ＋０．５Ｍｏ）／Ｃが０．８以上であり、微細組織として、フェライトと、残りのパーライト、セメンタイト、及びＭＡ（マルテンサイト－オーステナイトの複合相）のうち１種以上とを含み、上記フェライトの分率が面積％で９０％以上（１００％を除く）であり、上記パーライト、セメンタイト、及びＭＡのうち１種以上の全体の分率が面積％で１０％以下であり、上記フェライト組織内における平均サイズ１００ｎｍ以下の微細な炭窒化析出物が重量％で０．０３％以上存在し、上記フェライト組織の平均結晶粒サイズが２０μｍ以下である。
【0019】
以下、鋼材の成分及びその組成範囲について説明する。
【0020】
Ｃ：０．０２～０．１２重量％（以下、「％」とも記する）
焼ならし鋼において、Ｃは、一般的にパーライト、セメンタイト又はＭＡ相を形成して引張強度を確保するために添加される。本発明では、１００ｎｍ以下の微細な析出物を生成させる重要な元素としても添加され、その含有量は０．０２～０．１２％に限定することが好ましい。Ｃの含有量が０．０２％未満の場合には、炭窒化析出物の分率及びパーライトなどの分率が低下し、素地相の引張強度が低下する可能性がある。これに対し、０．１２％を超えると、過度なパーライトなどの硬質相が生成され、後続する圧延において帯状に存在して低温における衝撃靭性だけでなく、耐水素誘起割れ性を低下させる虞がある。より好ましいＣの含有量は０．０３～０．１０％であり、さらに好ましいＣの含有量は０．０５～０．０８％である。
焼ならし鋼において、Ｃは、一般的にパーライト、セメンタイト又はＭＡ相を形成して引張強度を確保するために添加される。本発明では、１００ｎｍ以下の微細な析出物を生成させる重要な元素としても添加され、その含有量は０．０２～０．１２％に限定することが好ましい。Ｃの含有量が０．０２％未満の場合には、炭窒化析出物の分率及びパーライトなどの分率が低下し、素地相の引張強度が低下する可能性がある。これに対し、０．１２％を超えると、過度なパーライトなどの硬質相が生成され、後続する圧延において帯状に存在して低温における衝撃靭性だけでなく、耐水素誘起割れ性を低下させる虞がある。より好ましいＣの含有量は０．０３～０．１０％であり、さらに好ましいＣの含有量は０．０５～０．０８％である。
【0021】
Ｓｉ：０．０２～０．６０％
Ｓｉは、脱酸、脱硫効果とともに、固溶強化の目的に添加される元素であり、降伏強度及び引張強度を確保するために０．０２％以上添加することが好ましい。
一方、その含有量が０．６０％を超えると、溶接性及び低温衝撃特性が低下し、製造された鋼板の表面が容易に酸化されて酸化皮膜が甚だしく形成される虞があるため、Ｓｉの含有量は０．０２～０．６０％に限定することが好ましい。より好ましいＳｉの含有量は０．０５～０．４５％であり、さらに好ましいＳｉの含有量は０．０５～０．３５％である。
Ｓｉは、脱酸、脱硫効果とともに、固溶強化の目的に添加される元素であり、降伏強度及び引張強度を確保するために０．０２％以上添加することが好ましい。
一方、その含有量が０．６０％を超えると、溶接性及び低温衝撃特性が低下し、製造された鋼板の表面が容易に酸化されて酸化皮膜が甚だしく形成される虞があるため、Ｓｉの含有量は０．０２～０．６０％に限定することが好ましい。より好ましいＳｉの含有量は０．０５～０．４５％であり、さらに好ましいＳｉの含有量は０．０５～０．３５％である。
【0022】
Ｍｎ：０．６～１．６％
Ｍｎは、固溶強化による強度増加の効果が大きい元素であって、０．６％以上添加することが好ましい。一方、Ｍｎを過度に添加すると、鋼板の厚さ方向の中心部での偏析が甚だしくなり、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、後続する圧延により延伸され、結果として、低温靭性及び耐水素誘起割れ性を大きく低下させるため、Ｍｎの含有量は１．６％以下に限定することが好ましい。より好ましいＭｎの含有量は０．８～１．４５％であり、さらに好ましいＭｎの含有量は１．１～１．３％である。
Ｍｎは、固溶強化による強度増加の効果が大きい元素であって、０．６％以上添加することが好ましい。一方、Ｍｎを過度に添加すると、鋼板の厚さ方向の中心部での偏析が甚だしくなり、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、後続する圧延により延伸され、結果として、低温靭性及び耐水素誘起割れ性を大きく低下させるため、Ｍｎの含有量は１．６％以下に限定することが好ましい。より好ましいＭｎの含有量は０．８～１．４５％であり、さらに好ましいＭｎの含有量は１．１～１．３％である。
【0023】
Ｐ：０．０２０％以下（０％を除く）
Ｐは、添加時の強度を増加させる効果はあるが、これに比べて、特に熱処理鋼における粒界偏析によって低温靭性を大きく阻害する元素であるため、最大限に低く管理することがよい。しかし、製鋼工程においてこれを過度に除去するためには多くのコストがかかるため、０．０２０％以下（０％を除く）に限定することが好ましい。
Ｐは、添加時の強度を増加させる効果はあるが、これに比べて、特に熱処理鋼における粒界偏析によって低温靭性を大きく阻害する元素であるため、最大限に低く管理することがよい。しかし、製鋼工程においてこれを過度に除去するためには多くのコストがかかるため、０．０２０％以下（０％を除く）に限定することが好ましい。
【0024】
Ｓ：０．００３％以下（０％を除く）
Ｓは、Ｍｎと結合して、主に鋼板の厚さ方向の中心部にＭｎＳ介在物を生成させ、低温靭性を悪くするだけでなく、水素誘起割れの発生及び伝播を助長する代表的な要因として挙げられる。したがって、耐水素誘起割れ性を確保するためには、Ｓを製鋼工程において最大限に除去する必要があるが、過多なコストがかかるため、０．００３％以下に制限することが好ましい。より好ましいＳの含有量は０．００１％以下である。
Ｓは、Ｍｎと結合して、主に鋼板の厚さ方向の中心部にＭｎＳ介在物を生成させ、低温靭性を悪くするだけでなく、水素誘起割れの発生及び伝播を助長する代表的な要因として挙げられる。したがって、耐水素誘起割れ性を確保するためには、Ｓを製鋼工程において最大限に除去する必要があるが、過多なコストがかかるため、０．００３％以下に制限することが好ましい。より好ましいＳの含有量は０．００１％以下である。
【0025】
Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００２～０．０６０％
Ａｌは、Ｓｉ、Ｍｎとともに製鋼工程において強力な脱酸剤として添加され、単独又は複合脱酸時に０．００２％以上添加しなければ、かかる効果を最大限に得ることができない。一方、０．０６０％を超えて添加すると、その効果は飽和し、脱酸の結果物として生成される酸化性介在物中のＡｌ２Ｏ３の分率が必要以上に増加してサイズが粗大になり、精錬中に円滑に除去されない虞がある。したがって、Ｓｏｌ．Ａｌの含有量は０．００２～０．０６％に限定することが好ましい。より好ましいＳｏｌ．Ａｌの含有量は０．００５～０．０４％であり、さらに好ましいＳｏｌ．Ａｌの含有量は０．０１～０．０２５％である。
Ａｌは、Ｓｉ、Ｍｎとともに製鋼工程において強力な脱酸剤として添加され、単独又は複合脱酸時に０．００２％以上添加しなければ、かかる効果を最大限に得ることができない。一方、０．０６０％を超えて添加すると、その効果は飽和し、脱酸の結果物として生成される酸化性介在物中のＡｌ２Ｏ３の分率が必要以上に増加してサイズが粗大になり、精錬中に円滑に除去されない虞がある。したがって、Ｓｏｌ．Ａｌの含有量は０．００２～０．０６％に限定することが好ましい。より好ましいＳｏｌ．Ａｌの含有量は０．００５～０．０４％であり、さらに好ましいＳｏｌ．Ａｌの含有量は０．０１～０．０２５％である。
【0026】
Ｃｕ：０．００５～０．６％
Ｃｕは、固溶及び析出によって強度を大幅に向上させることができ、湿潤硫化水素雰囲気における腐食を抑制する効果があるため添加される成分である。過度なＣｕ添加は、鋼板の表面にクラックを誘発すること、また、高価な元素であるため経済性の面からもＣｕの含有量は０．００５～０．６％に限定することが好ましい。より好ましいＣｕの含有量は０．０２～０．４％であり、さらに好ましいＣｕの含有量は０．０５～０．３％である。
Ｃｕは、固溶及び析出によって強度を大幅に向上させることができ、湿潤硫化水素雰囲気における腐食を抑制する効果があるため添加される成分である。過度なＣｕ添加は、鋼板の表面にクラックを誘発すること、また、高価な元素であるため経済性の面からもＣｕの含有量は０．００５～０．６％に限定することが好ましい。より好ましいＣｕの含有量は０．０２～０．４％であり、さらに好ましいＣｕの含有量は０．０５～０．３％である。
【0027】
Ｎｉ：０．００５～１．０％
Ｎｉは、強度増大の効果はほとんどないが、低温靭性の向上に効果的であり、特にＣｕを添加する場合には、スラブを再加熱する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。Ｎｉは、かかる効果を得るために添加されるものであり、Ｎｉも高価な元素であるため経済性の面からその含有量は０．００５～１．０％に限定することが好ましい。より好ましいＮｉの含有量は０．０２～０．５％であり、さらに好ましいＮｉの含有量は０．０５～０．３％である。
Ｎｉは、強度増大の効果はほとんどないが、低温靭性の向上に効果的であり、特にＣｕを添加する場合には、スラブを再加熱する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。Ｎｉは、かかる効果を得るために添加されるものであり、Ｎｉも高価な元素であるため経済性の面からその含有量は０．００５～１．０％に限定することが好ましい。より好ましいＮｉの含有量は０．０２～０．５％であり、さらに好ましいＮｉの含有量は０．０５～０．３％である。
【0028】
Ｃｒ：０．００５～０．５％
Ｃｒは、固溶による降伏強度及び引張強度を増大させる効果は小さいが、焼戻しや溶接後熱処理中のセメンタイトの分解速度を遅くすることで、強度の低下を防止する効果があるため、０．００５％以上を添加する。一方、Ｃｒを０．５％超えて添加すると、コストが増加するだけでなく、溶接性を悪くするため、Ｃｒの含有量は０．５％以下に限定することが好ましい。より好ましいＣｒの含有量は０．０１～０．４％であり、さらに好ましいＣｒの含有量は０．０２～０．２％である。
Ｃｒは、固溶による降伏強度及び引張強度を増大させる効果は小さいが、焼戻しや溶接後熱処理中のセメンタイトの分解速度を遅くすることで、強度の低下を防止する効果があるため、０．００５％以上を添加する。一方、Ｃｒを０．５％超えて添加すると、コストが増加するだけでなく、溶接性を悪くするため、Ｃｒの含有量は０．５％以下に限定することが好ましい。より好ましいＣｒの含有量は０．０１～０．４％であり、さらに好ましいＣｒの含有量は０．０２～０．２％である。
【0029】
Ｍｏ：０．０１～０．３％
Ｍｏは、一般的にＣｒのように焼戻し又は溶接後熱処理中の強度の低下を防止するために有効な元素であり、Ｐなどの不純物の粒界偏析による靭性低下を防止する効果を有する。本発明におけるＭｏは、ナノサイズの炭窒化物を生成させ、強度を大幅に増加させる効果があり、かかる効果を得るために０．０１％以上を添加する。
一方、Ｍｏは高価な元素であり、０．３％を超えて添加する場合には、硬化能が過度に増加して靭性及び耐水素誘起割れ性を劣化させる硬化相を助長するため、その含有量は０．０１～０．３％に限定することが好ましい。より好ましいＭｏの含有量は０．０２～０．２％であり、さらに好ましいＭｏの含有量は０．０５～０．１５％である。
Ｍｏは、一般的にＣｒのように焼戻し又は溶接後熱処理中の強度の低下を防止するために有効な元素であり、Ｐなどの不純物の粒界偏析による靭性低下を防止する効果を有する。本発明におけるＭｏは、ナノサイズの炭窒化物を生成させ、強度を大幅に増加させる効果があり、かかる効果を得るために０．０１％以上を添加する。
一方、Ｍｏは高価な元素であり、０．３％を超えて添加する場合には、硬化能が過度に増加して靭性及び耐水素誘起割れ性を劣化させる硬化相を助長するため、その含有量は０．０１～０．３％に限定することが好ましい。より好ましいＭｏの含有量は０．０２～０．２％であり、さらに好ましいＭｏの含有量は０．０５～０．１５％である。
【0030】
Ｔｉ：０．００１～０．１０％
Ｔｉを添加することにより、ナノサイズの炭窒化物を大幅に増加させる効果があるため０．００１％以上添加する。一方、０．１０％を超えて添加すると、粗大なＴｉＮの形の六角面体の析出物として存在して、低温における衝撃試験だけでなく、水素誘起割れの開始点として作用する虞がある。したがって、Ｔｉの含有量は０．１０％以下に制限することが好ましい。より好ましいＴｉの含有量は０．００２～０．０５％であり、さらに好ましいＴｉの含有量は０．００５～０．０３％である。
Ｔｉを添加することにより、ナノサイズの炭窒化物を大幅に増加させる効果があるため０．００１％以上添加する。一方、０．１０％を超えて添加すると、粗大なＴｉＮの形の六角面体の析出物として存在して、低温における衝撃試験だけでなく、水素誘起割れの開始点として作用する虞がある。したがって、Ｔｉの含有量は０．１０％以下に制限することが好ましい。より好ましいＴｉの含有量は０．００２～０．０５％であり、さらに好ましいＴｉの含有量は０．００５～０．０３％である。
【0031】
Ｎｂ：０．００１～０．０６％
Ｎｂは、スラブ再加熱時にオーステナイトに固溶され、オーステナイトの硬化能を増大させ、熱間圧延時に高温において素地と整合をなす炭窒化物として析出し、再結晶を抑制し、最終的な微細組織を微細にする効果が大きい。また、冷却後の変態中にも、サイズが１００ｎｍ以下である微細な析出物を生成し、強度を大幅に増加させる効果がある。
しかし、Ｎｂが過度に多量に添加されると、厚さ方向の中心部に粗大な析出物を形成しやすいだけでなく、溶接部の硬化能を必要以上に増加させて低温靭性及び耐水素誘起割れ性を低下させるため、Ｎｂの含有量は０．００１～０．０６％に制限することが好ましい。より好ましいＮｂの含有量は０．００２～０．０５％であり、さらに好ましいＮｂの含有量は０．００５～０．０４％である。
Ｎｂは、スラブ再加熱時にオーステナイトに固溶され、オーステナイトの硬化能を増大させ、熱間圧延時に高温において素地と整合をなす炭窒化物として析出し、再結晶を抑制し、最終的な微細組織を微細にする効果が大きい。また、冷却後の変態中にも、サイズが１００ｎｍ以下である微細な析出物を生成し、強度を大幅に増加させる効果がある。
しかし、Ｎｂが過度に多量に添加されると、厚さ方向の中心部に粗大な析出物を形成しやすいだけでなく、溶接部の硬化能を必要以上に増加させて低温靭性及び耐水素誘起割れ性を低下させるため、Ｎｂの含有量は０．００１～０．０６％に制限することが好ましい。より好ましいＮｂの含有量は０．００２～０．０５％であり、さらに好ましいＮｂの含有量は０．００５～０．０４％である。
【0032】
Ｖ：０．００１～０．１０％
Ｖは、スラブ再加熱時にほとんど全部が再固溶されて圧延状態では析出や固溶による強化効果がほとんどないが、後続する焼戻しや溶接後熱処理中に非常に微細な炭窒化物として析出し、強度を向上させる効果がある。しかし、Ｖは高価な元素であるため、Ｖの含有量は０．００１～０．１０％に限定することが好ましい。より好ましいＶの含有量は０．００１～０．０６％であり、さらに好ましいＶの含有量は０．００５～０．０２％である。
Ｖは、スラブ再加熱時にほとんど全部が再固溶されて圧延状態では析出や固溶による強化効果がほとんどないが、後続する焼戻しや溶接後熱処理中に非常に微細な炭窒化物として析出し、強度を向上させる効果がある。しかし、Ｖは高価な元素であるため、Ｖの含有量は０．００１～０．１０％に限定することが好ましい。より好ましいＶの含有量は０．００１～０．０６％であり、さらに好ましいＶの含有量は０．００５～０．０２％である。
【0033】
Ｎ：０．００１～０．００６％
Ｎは、添加されたＮｂ、Ｔｉ、Ｍｏ、及びＶとともに析出物を形成して鋼の結晶粒を微細化させることで、母材の強度及び靭性を向上させる。しかし、過度に添加されると、余剰の原子状態で存在して高温における脆化を助長する虞がある。また、スラブを再加熱する間に炭窒化物の再固溶の分率が減少して、本発明の重要な手段である微細な析出物の生成量が大幅に減少する原因となる。したがって、Ｎの含有量は、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ、及びＴｉの含有量とスラブ再加熱温度を考慮して、０．００１～０．００６％に限定することが好ましい。より好ましいＮの含有量は０．００２～０．００５％であり、さらに好ましいＮの含有量は０．００２～０．００４５％である。
Ｎは、添加されたＮｂ、Ｔｉ、Ｍｏ、及びＶとともに析出物を形成して鋼の結晶粒を微細化させることで、母材の強度及び靭性を向上させる。しかし、過度に添加されると、余剰の原子状態で存在して高温における脆化を助長する虞がある。また、スラブを再加熱する間に炭窒化物の再固溶の分率が減少して、本発明の重要な手段である微細な析出物の生成量が大幅に減少する原因となる。したがって、Ｎの含有量は、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ、及びＴｉの含有量とスラブ再加熱温度を考慮して、０．００１～０．００６％に限定することが好ましい。より好ましいＮの含有量は０．００２～０．００５％であり、さらに好ましいＮの含有量は０．００２～０．００４５％である。
【0034】
Ｃａ：０．０００２～０．００６０％
ＣａをＡｌ脱後に添加すると、ＭｎＳとして存在するＳと結合してＭｎＳの生成を抑制するとともに、球状のＣａＳを形成して、水素誘起割れを抑制する効果を奏する。したがって、添加されたＳを十分にＣａＳとして形成させるために、Ｃａを０．０００２％以上添加することが好ましい。一方、Ｃａの添加量が過多になると、余剰のＣａはＯ（酸素）と結合して粗大な酸化介在物を生成し、後続する圧延において延伸、破折されて水素誘起割れを助長する虞がある。したがって、Ｃａの含有量の上限は０．００６０％に制限することが好ましい。より好ましいＣａの含有量は０．０００５～０．００６０％であり、さらに好ましいＣａの含有量は０．００１～０．００２５％である。
ＣａをＡｌ脱後に添加すると、ＭｎＳとして存在するＳと結合してＭｎＳの生成を抑制するとともに、球状のＣａＳを形成して、水素誘起割れを抑制する効果を奏する。したがって、添加されたＳを十分にＣａＳとして形成させるために、Ｃａを０．０００２％以上添加することが好ましい。一方、Ｃａの添加量が過多になると、余剰のＣａはＯ（酸素）と結合して粗大な酸化介在物を生成し、後続する圧延において延伸、破折されて水素誘起割れを助長する虞がある。したがって、Ｃａの含有量の上限は０．００６０％に制限することが好ましい。より好ましいＣａの含有量は０．０００５～０．００６０％であり、さらに好ましいＣａの含有量は０．００１～０．００２５％である。
【0035】
（Ｔｉ＋Ｖ＋０．５Ｎｂ＋０．５Ｍｏ）：０．０５％以上、
（Ｔｉ＋Ｖ＋０．５Ｎｂ＋０．５Ｍｏ）／Ｃ：０．８以上
脱窒化析出物を生成させる元素であるＴｉ、Ｎｂ、Ｖ、及びＭｏの含有量を上記のように制限する理由は、焼ならし熱処理時にナノサイズの微細な析出物を十分に生成させてオーステナイトの成長を抑制することでフェライトの結晶粒を微細化させるだけでなく、微細な析出物自体によって強度が大幅に増加する効果があるため、かかる元素の含有量が一定レベル以上に添加される必要があるからである。
また、炭窒化物の重要な構成元素であるＣとの比率も高くしなければ、微細な析出物が十分に生成されることができない。
したがって、（Ｔｉ＋Ｖ＋０．５Ｎｂ＋０．５Ｍｏ）は０．０５％以上、（Ｔｉ＋Ｖ＋０．５Ｎｂ＋０．５Ｍｏ）／Ｃは０．８以上に限定することが好ましい。
（Ｔｉ＋Ｖ＋０．５Ｎｂ＋０．５Ｍｏ）／Ｃ：０．８以上
脱窒化析出物を生成させる元素であるＴｉ、Ｎｂ、Ｖ、及びＭｏの含有量を上記のように制限する理由は、焼ならし熱処理時にナノサイズの微細な析出物を十分に生成させてオーステナイトの成長を抑制することでフェライトの結晶粒を微細化させるだけでなく、微細な析出物自体によって強度が大幅に増加する効果があるため、かかる元素の含有量が一定レベル以上に添加される必要があるからである。
また、炭窒化物の重要な構成元素であるＣとの比率も高くしなければ、微細な析出物が十分に生成されることができない。
したがって、（Ｔｉ＋Ｖ＋０．５Ｎｂ＋０．５Ｍｏ）は０．０５％以上、（Ｔｉ＋Ｖ＋０．５Ｎｂ＋０．５Ｍｏ）／Ｃは０．８以上に限定することが好ましい。
【0036】
本発明の好ましい一側面による耐水素誘起割れ性（耐ＨＩＣ特性）及び低温衝撃靭性に優れた高強度鋼材は、微細組織として、フェライトと、残りのパーライト、セメンタイト、及びＭＡ（マルテンサイト－オーステナイトの複合相）のうち１種以上とを含み、上記フェライトの分率が面積％で９０％以上（１００％を除く）であり、上記パーライト、セメンタイト、及びＭＡのうち１種以上の全体の分率が面積％で１０％以下であり、上記フェライト組織内における平均サイズが１００ｎｍ以下の微細な炭窒化析出物が重量％で０．０３％以上存在し、上記フェライト組織の平均結晶粒サイズが２０μｍ以下である。
【0037】
上記鋼材は、９０％以上（１００％を除く）のフェライトと、残りの１０％以下のパーライト、セメンタイト、及びＭＡ（マルテンサイト－オーステナイトの複合相）のうち１種以上とを含む。
上記パーライト、セメンタイト、及びＭＡは、鋼板の強度、特に引張強度を向上させるのに大変有効であるが、過度に多くなると、そのサイズが大きくなったり、圧延によって長く延伸された形となる。この場合、低温における衝撃靭性が悪くなり、特に、水素誘起割れの発生及び伝播の経路として作用し、耐水素誘起割れ性が急激に悪くなる虞がある。したがって、上記パーライト、セメンタイト、及びＭＡのうち１種以上の全体の分率は面積％で１０％以下に限定することが好ましい。
上記パーライト、セメンタイト、及びＭＡは、鋼板の強度、特に引張強度を向上させるのに大変有効であるが、過度に多くなると、そのサイズが大きくなったり、圧延によって長く延伸された形となる。この場合、低温における衝撃靭性が悪くなり、特に、水素誘起割れの発生及び伝播の経路として作用し、耐水素誘起割れ性が急激に悪くなる虞がある。したがって、上記パーライト、セメンタイト、及びＭＡのうち１種以上の全体の分率は面積％で１０％以下に限定することが好ましい。
【0038】
上記パーライトは、帯状（ｂａｎｄｅｄ ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ）に存在せず、ＡＳＴＭ Ｅ１２６８で定義する方向性程度（Ｔｈｅ ｄｅｇｒｅｅ ｏｆ ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ、オメガ＿１２）の値が０．１以下である微細に分散した形で存在することがよい。上記微細に分散したパーライトは、微細なフェライトの間に存在する。
上記鋼材は、焼ならし熱処理段階を含む鋼材の製造方法で製造されるものであって、上記鋼材の焼ならし熱処理後の微細組織のうちフェライト、パーライト、セメンタイト、及びＭＡの分率は、焼ならし熱処理前に比べて、フェライトが１０％以下増加し、パーライトは１０％以下減少し、セメンタイトは５％以下増加し、ＭＡは３％以下減少したものであってもよい。
上記鋼材は、焼ならし熱処理段階を含む鋼材の製造方法で製造されるものであって、上記鋼材の焼ならし熱処理後の微細組織のうちフェライト、パーライト、セメンタイト、及びＭＡの分率は、焼ならし熱処理前に比べて、フェライトが１０％以下増加し、パーライトは１０％以下減少し、セメンタイトは５％以下増加し、ＭＡは３％以下減少したものであってもよい。
【0039】
上記フェライト組織内における平均サイズ１００ｎｍ以下の微細な炭窒化析出物が０．０３重量％以上存在する。
微細な炭窒化析出物の含有量が０．０３重量％未満の場合には、焼ならし熱処理時のオーステナイトの成長を阻害せず、粗大なオーステナイトが生成された後の冷却中にも粗大なパーライトが生成される。同時に、析出物による強度の増加及び水素固定の効果が大幅に減少する虞がある。
上記フェライト組織の平均結晶粒サイズは２０μｍ以下である。
上記フェライト組織の平均結晶粒サイズが２０μｍを超えると、組織微細化による強度及び耐水素誘起割れ性が低下する虞がある。
微細な炭窒化析出物の含有量が０．０３重量％未満の場合には、焼ならし熱処理時のオーステナイトの成長を阻害せず、粗大なオーステナイトが生成された後の冷却中にも粗大なパーライトが生成される。同時に、析出物による強度の増加及び水素固定の効果が大幅に減少する虞がある。
上記フェライト組織の平均結晶粒サイズは２０μｍ以下である。
上記フェライト組織の平均結晶粒サイズが２０μｍを超えると、組織微細化による強度及び耐水素誘起割れ性が低下する虞がある。
【0040】
上記鋼材は、４８５ＭＰａ以上の引張強度、－４０℃における１２０Ｊ以上の衝撃吸収エネルギー値、及びＨＩＣ評価時における５％以下の長さ方向の亀裂の割合（ＣＬＲ）を有することができる。
上記鋼材は、６～１３３ｍｍの厚さを有することができる。
上記鋼材は、６～１３３ｍｍの厚さを有することができる。
【0041】
以下、本発明の好ましい一側面による耐水素誘起割れ性（耐ＨＩＣ特性）及び低温衝撃靭性に優れた高強度鋼材の製造方法について説明する。
本発明の好ましい一側面による耐水素誘起割れ性（耐ＨＩＣ特性）及び低温衝撃靭性に優れた高強度鋼材の製造方法は、重量％で、Ｃ：０．０２～０．１２％、Ｓｉ：０．０２～０．６０％、Ｍｎ：０．６～１．６％、Ｐ：０．０２０％以下（０％は除く）、Ｓ：０．００３％以下（０％は除く）、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００２～０．０６０％、Ｃｕ：０．００５～０．６％、Ｎｉ：０．００５～１．０％、Ｃｒ：０．００５～０．５％、Ｍｏ：０．０１～０．３％、Ｔｉ：０．００１～０．１０％、Ｎｂ：０．００１～０．０６％、Ｖ：０．００１～０．１０％、Ｎ：０．００１～０．００６％、Ｃａ：０．０００２～０．００６０％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、（Ｔｉ＋Ｖ＋０．５Ｎｂ＋０．５Ｍｏ）が０．０５％以上であり、（Ｔｉ＋Ｖ＋０．５Ｎｂ＋０．５Ｍｏ）／Ｃが０．８以上であるスラブを１０８０～１３００℃に再加熱する段階と、上記のように再加熱されたスラブを圧延終了温度が８５０℃以上になる条件で制御圧延して熱延鋼材を得る段階と、上記熱延鋼材を５５０～７５０℃の冷却終了温度に水冷してから空冷する制御冷却段階と、上記のように冷却された鋼材を８５０～９５０℃で１．３＊ｔ［ｔは鋼板の厚さ（ｍｍ）］＋（５～６０分）の間維持した後、空冷する焼ならし熱処理段階と、を含む。
本発明の好ましい一側面による耐水素誘起割れ性（耐ＨＩＣ特性）及び低温衝撃靭性に優れた高強度鋼材の製造方法は、重量％で、Ｃ：０．０２～０．１２％、Ｓｉ：０．０２～０．６０％、Ｍｎ：０．６～１．６％、Ｐ：０．０２０％以下（０％は除く）、Ｓ：０．００３％以下（０％は除く）、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００２～０．０６０％、Ｃｕ：０．００５～０．６％、Ｎｉ：０．００５～１．０％、Ｃｒ：０．００５～０．５％、Ｍｏ：０．０１～０．３％、Ｔｉ：０．００１～０．１０％、Ｎｂ：０．００１～０．０６％、Ｖ：０．００１～０．１０％、Ｎ：０．００１～０．００６％、Ｃａ：０．０００２～０．００６０％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、（Ｔｉ＋Ｖ＋０．５Ｎｂ＋０．５Ｍｏ）が０．０５％以上であり、（Ｔｉ＋Ｖ＋０．５Ｎｂ＋０．５Ｍｏ）／Ｃが０．８以上であるスラブを１０８０～１３００℃に再加熱する段階と、上記のように再加熱されたスラブを圧延終了温度が８５０℃以上になる条件で制御圧延して熱延鋼材を得る段階と、上記熱延鋼材を５５０～７５０℃の冷却終了温度に水冷してから空冷する制御冷却段階と、上記のように冷却された鋼材を８５０～９５０℃で１．３＊ｔ［ｔは鋼板の厚さ（ｍｍ）］＋（５～６０分）の間維持した後、空冷する焼ならし熱処理段階と、を含む。
【0042】
再加熱段階
上述した組成を有するスラブを１０８０～１３００℃に再加熱する。
再加熱温度が１０８０℃よりも低い場合には、連続鋳造中にスラブ内に生成された炭化物などの再固溶が難しくなり、再加熱温度が１３００℃を超えると、オーステナイト結晶粒サイズが過度に粗大になって、結果として、鋼板の引張強度や低温靭性などの機械的物性が大幅に低下する虞がある。特に、添加したＴｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏなどが十分に再固溶することができる温度に再加熱する必要があるため、スラブ再加熱温度は１０８０～１３００℃に限定することが好ましい。より好ましいスラブ再加熱温度は１１５０～１２８０℃である。
上述した組成を有するスラブを１０８０～１３００℃に再加熱する。
再加熱温度が１０８０℃よりも低い場合には、連続鋳造中にスラブ内に生成された炭化物などの再固溶が難しくなり、再加熱温度が１３００℃を超えると、オーステナイト結晶粒サイズが過度に粗大になって、結果として、鋼板の引張強度や低温靭性などの機械的物性が大幅に低下する虞がある。特に、添加したＴｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏなどが十分に再固溶することができる温度に再加熱する必要があるため、スラブ再加熱温度は１０８０～１３００℃に限定することが好ましい。より好ましいスラブ再加熱温度は１１５０～１２８０℃である。
【0043】
熱延鋼材を得る段階
再加熱されたスラブを圧延終了温度が８５０℃以上になる条件で制御圧延して熱延鋼材を得る。
再加熱されたスラブを一般圧延すると、過度に高温で圧延が終了するようになって、結晶粒微細化効果が少なくなる。また、過度に低い温度まで制御圧延すると、再固溶されたＮｂなどが炭窒化物として析出し、高温で生成された析出物はそのサイズが大きく、結果として、後続する焼ならし中のオーステナイトの結晶成長を抑制する効果が大幅に減少する虞がある。また、精錬過程において生成された粗大な複合介在物は、圧延温度が低くなるほど鋼板の強度が増加し、圧延による変形を収容しなければならなくなる。そのため、小さいサイズの介在物に分節されたり、又は非晶質の介在物は長く延伸される。このように延伸又は分節された介在物は、水素誘起割れの発生及び伝播の直接的な原因となる。かかる現象を考慮して、圧延終了温度は８５０℃以上に制限することが好ましい。より好ましい圧延終了温度は８５０～１０５０℃である。上記圧延終了温度はＡｒ３＋７０℃～Ａｒ３＋２７０℃であることができる。
尚、上記熱延鋼材は６～１３３ｍｍの厚さを有することがよい。
再加熱されたスラブを圧延終了温度が８５０℃以上になる条件で制御圧延して熱延鋼材を得る。
再加熱されたスラブを一般圧延すると、過度に高温で圧延が終了するようになって、結晶粒微細化効果が少なくなる。また、過度に低い温度まで制御圧延すると、再固溶されたＮｂなどが炭窒化物として析出し、高温で生成された析出物はそのサイズが大きく、結果として、後続する焼ならし中のオーステナイトの結晶成長を抑制する効果が大幅に減少する虞がある。また、精錬過程において生成された粗大な複合介在物は、圧延温度が低くなるほど鋼板の強度が増加し、圧延による変形を収容しなければならなくなる。そのため、小さいサイズの介在物に分節されたり、又は非晶質の介在物は長く延伸される。このように延伸又は分節された介在物は、水素誘起割れの発生及び伝播の直接的な原因となる。かかる現象を考慮して、圧延終了温度は８５０℃以上に制限することが好ましい。より好ましい圧延終了温度は８５０～１０５０℃である。上記圧延終了温度はＡｒ３＋７０℃～Ａｒ３＋２７０℃であることができる。
尚、上記熱延鋼材は６～１３３ｍｍの厚さを有することがよい。
【0044】
制御冷却段階
上記熱延鋼材を５５０～７５０℃の冷却終了温度に水冷してから空冷する。
上記のとおり制御圧延された鋼材に対して水冷及び空冷する制御冷却を行う。制御圧延後に水冷を行うと、水冷中にフェライトが高温で生成されることをほとんど防止することができ、空冷よりも低い温度で生成させて微細化する効果が大きい。特に、５５０～７５０℃の範囲で冷却を終了すると、フェライトの生成と同時に、微細な炭窒化物が生成される。この際に生成される析出物は１００ｎｍ以下と非常に微細である。冷却終了温度が７５０℃を超えると、フェライトが高温で生成されて粗大となり、析出物も粗大に生成され、その効果が大幅に減少するようになる。これに対し、冷却終了温度が５５０℃未満と低くなると、微細な析出物が生成されないことが原因となって十分な強度が確保されなかったり、又は冷却速度が速い場合にはフェライトの生成が抑制され、硬いベイナイト相が生成されて、強度は高いものの低温における靭性が大幅に減少するという問題が発生する虞がある。したがって、制御冷却の冷却終了温度は成分や圧延条件などを考慮して５５０～７５０℃に制限することが好ましい。より好ましい冷却終了温度は５８０～６７０℃である。
上記熱延鋼材を５５０～７５０℃の冷却終了温度に水冷してから空冷する。
上記のとおり制御圧延された鋼材に対して水冷及び空冷する制御冷却を行う。制御圧延後に水冷を行うと、水冷中にフェライトが高温で生成されることをほとんど防止することができ、空冷よりも低い温度で生成させて微細化する効果が大きい。特に、５５０～７５０℃の範囲で冷却を終了すると、フェライトの生成と同時に、微細な炭窒化物が生成される。この際に生成される析出物は１００ｎｍ以下と非常に微細である。冷却終了温度が７５０℃を超えると、フェライトが高温で生成されて粗大となり、析出物も粗大に生成され、その効果が大幅に減少するようになる。これに対し、冷却終了温度が５５０℃未満と低くなると、微細な析出物が生成されないことが原因となって十分な強度が確保されなかったり、又は冷却速度が速い場合にはフェライトの生成が抑制され、硬いベイナイト相が生成されて、強度は高いものの低温における靭性が大幅に減少するという問題が発生する虞がある。したがって、制御冷却の冷却終了温度は成分や圧延条件などを考慮して５５０～７５０℃に制限することが好ましい。より好ましい冷却終了温度は５８０～６７０℃である。
【0045】
上記制御冷却後の鋼材は、フェライトが９０％以上（１００％を除く）であり、パーライト、セメンタイト、及びＭＡ相のうち１種以上の全体の分率が１０％以下である微細組織を有するとともに、フェライト粒内における平均サイズ１００ｎｍ以下の微細な析出物が０．０３重量％以上存在するようになり得る。
【0046】
焼ならし熱処理段階
上記のように冷却された鋼材を８５０～９５０℃で１．３＊ｔ［ｔは鋼板の厚さ（ｍｍ）］＋（５～６０分）の間維持した後、空冷する焼ならし熱処理する。
焼ならし熱処理時における維持温度が８５０℃よりも低いと、固溶溶質元素の再固溶が難しくなるため、強度の確保が難しくなる。一方、維持温度が９５０℃よりも高くなると、結晶粒の成長が起こり、低温靭性を阻害するようになる。
ここで、焼ならし熱処理時における維持時間に制約を置く理由は、維持時間が基準時間よりも短くなると、組織の均質化が難しくなり、それより長い時間を維持すると、生産性を阻害するためである。
したがって、焼ならし熱処理時における維持時間は、１．３＊ｔ［ｔは鋼板の厚さ（ｍｍ）］＋（５～６０分）に限定することが好ましい。
上記のように冷却された鋼材を８５０～９５０℃で１．３＊ｔ［ｔは鋼板の厚さ（ｍｍ）］＋（５～６０分）の間維持した後、空冷する焼ならし熱処理する。
焼ならし熱処理時における維持温度が８５０℃よりも低いと、固溶溶質元素の再固溶が難しくなるため、強度の確保が難しくなる。一方、維持温度が９５０℃よりも高くなると、結晶粒の成長が起こり、低温靭性を阻害するようになる。
ここで、焼ならし熱処理時における維持時間に制約を置く理由は、維持時間が基準時間よりも短くなると、組織の均質化が難しくなり、それより長い時間を維持すると、生産性を阻害するためである。
したがって、焼ならし熱処理時における維持時間は、１．３＊ｔ［ｔは鋼板の厚さ（ｍｍ）］＋（５～６０分）に限定することが好ましい。
【0047】
焼ならし熱処理後の鋼材の微細組織は、フェライトと、残りのパーライト、セメンタイト、及びＭＡ（マルテンサイト－オーステナイトの複合相）のうち１種以上とを含み、上記フェライトの分率が面積％で９０％以上（１００％を除く）であり、上記パーライト、セメンタイト、及びＭＡのうち１種以上の全体の分率が面積％で１０％以下であり、上記フェライト組織内に１００ｎｍ以下の微細な炭窒化析出物が重量％で０．０３％以上存在し、フェライト組織の平均結晶粒サイズが２０μｍ以下であることが好ましい。
焼ならし熱処理後の鋼材の微細組織のうちフェライト、パーライト、セメンタイト、及びＭＡの分率は、焼ならし熱処理前に比べて、フェライトは１０％以下増加し、パーライトは１０％以下減少し、セメンタイトは５％以下増加し、ＭＡは３％以下減少することができる。
このように、本発明に基づいて、鋼組成、制御圧延、制御冷却、及び焼ならし熱処理方法を最適に制御することにより、従来の方法よりも靭性及び耐水素誘起割れ性に不利なパーライト、セメンタイト、及びＭＡなどの硬化組織を最小限に抑えるとともに、組織の微細化を介して高強度、低温靭性、及び耐水素誘起割れ性にすべて優れた高強度鋼材を効果的に製造することができる。
焼ならし熱処理後の鋼材の微細組織のうちフェライト、パーライト、セメンタイト、及びＭＡの分率は、焼ならし熱処理前に比べて、フェライトは１０％以下増加し、パーライトは１０％以下減少し、セメンタイトは５％以下増加し、ＭＡは３％以下減少することができる。
このように、本発明に基づいて、鋼組成、制御圧延、制御冷却、及び焼ならし熱処理方法を最適に制御することにより、従来の方法よりも靭性及び耐水素誘起割れ性に不利なパーライト、セメンタイト、及びＭＡなどの硬化組織を最小限に抑えるとともに、組織の微細化を介して高強度、低温靭性、及び耐水素誘起割れ性にすべて優れた高強度鋼材を効果的に製造することができる。
【0048】
焼戻し熱処理段階
焼ならし処理された鋼材を、必要に応じて、５００℃以上で１０分以上焼戻し熱処理する。
焼戻し熱処理は、低温における靭性及び強度の増加を目的に行う。また、焼戻し温度を５００℃以上で行うことが好ましい。焼戻し温度が５００℃よりも低いと、鋼材の残留応力が円滑に除去されなかったり、又は所望の微細な析出物の生成がわずかとなる虞がある。一方、焼戻し熱処理時間が１０分未満の場合には、析出物の生成がわずかであるため、１０分以上に限定することが好ましい。
焼戻し熱処理により、鋼材の微細組織のうちフェライトの分率は面積％で３％以下増加することになり、パーライト、セメンタイト、及びＭＡの全体の分率は面積％で３％以下減少することになる。
焼戻し熱処理により、鋼材中の炭窒化析出物の含有量は０．００１～０．００５重量％増加する。
焼ならし処理された鋼材を、必要に応じて、５００℃以上で１０分以上焼戻し熱処理する。
焼戻し熱処理は、低温における靭性及び強度の増加を目的に行う。また、焼戻し温度を５００℃以上で行うことが好ましい。焼戻し温度が５００℃よりも低いと、鋼材の残留応力が円滑に除去されなかったり、又は所望の微細な析出物の生成がわずかとなる虞がある。一方、焼戻し熱処理時間が１０分未満の場合には、析出物の生成がわずかであるため、１０分以上に限定することが好ましい。
焼戻し熱処理により、鋼材の微細組織のうちフェライトの分率は面積％で３％以下増加することになり、パーライト、セメンタイト、及びＭＡの全体の分率は面積％で３％以下減少することになる。
焼戻し熱処理により、鋼材中の炭窒化析出物の含有量は０．００１～０．００５重量％増加する。
【実施例】
【0049】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。
下記表１の鋼組成（化学組成）を有するスラブを下記表２の製造条件で再加熱し、再加熱されたスラブを制御圧延して表２の厚さを有する熱延鋼材を得た後、制御冷却及び焼ならし熱処理して鋼材を製造した。
この際、焼ならし熱処理時間は１．３＊ｔ［ｔは鋼板の厚さ（ｍｍ）］＋２０分であった。
下記表１の鋼組成（化学組成）を有するスラブを下記表２の製造条件で再加熱し、再加熱されたスラブを制御圧延して表２の厚さを有する熱延鋼材を得た後、制御冷却及び焼ならし熱処理して鋼材を製造した。
この際、焼ならし熱処理時間は１．３＊ｔ［ｔは鋼板の厚さ（ｍｍ）］＋２０分であった。
【0050】
上記のように製造された鋼材に対してフェライトの分率（面積％）及び平均結晶粒サイズ（μｍ）、微細析出物の含有量（重量％）及び平均サイズ（ｎｍ）、パーライト分率（面積％）、焼ならし後の降伏強度（ＭＰａ）、引張強度（ＭＰａ）、衝撃吸収エネルギー（Ｊ、－４９℃）、ＨＩＣ ＣＬＲ（％）を調査し、その結果を下記表３及び表４に示した。
【0051】
表３において、微細組織のうちフェライト及びパーライト以外の組織は、セメンタイト、及びＭＡのうち１種以上である。
一方、発明例１及び比較例３に対して微細組織及び析出物の分布を観察し、その結果を図１～図４に示した。図１には比較例３の微細組織写真、図２には発明例１の微細組織写真、図３には比較例３の析出物分布写真、図４には発明例１の析出物分布写真を示した。
一方、発明例１及び比較例３に対して微細組織及び析出物の分布を観察し、その結果を図１～図４に示した。図１には比較例３の微細組織写真、図２には発明例１の微細組織写真、図３には比較例３の析出物分布写真、図４には発明例１の析出物分布写真を示した。
【0052】
【表1】
【0053】
【表2】
【0054】
【表3】
【0055】
【表4】
【0056】
表３及び表４に示したとおり、本発明の鋼組成及び製造条件によって製造された鋼材（発明例１～３）は、４８５ＭＰａ以上の引張強度、－４０℃で１２０Ｊ以上の衝撃吸収エネルギー値、及びＨＩＣ評価時における５％以下の長さ方向の亀裂の割合（ＣＬＲ）を有することが分かる。かかる本発明の鋼材は、造船、海洋及び圧力容器用鋼材として用いるのに非常に有効である。
【0057】
一方、比較例１は、成分は本発明の範囲を満たすものの、スラブ再加熱温度が発明の範囲よりも低く、スラブ製造時に生成された粗大な炭窒化析出物が十分に再固溶されず、後続する圧延、冷却時に微細な析出物として生成される分率が大幅に減少し、焼ならし後の強度の増加効果がほとんどない結果を示した。
比較例２も、成分は本発明の範囲を満たすものの、圧延後の冷却工程における冷却終了温度が発明の範囲よりも低く、析出物が生成される速度が遅すぎたため、結果として、十分な炭窒化物が生成されなかった。この場合にも、焼ならし後の強度が十分に確保されなかった結果を示した。
比較例２も、成分は本発明の範囲を満たすものの、圧延後の冷却工程における冷却終了温度が発明の範囲よりも低く、析出物が生成される速度が遅すぎたため、結果として、十分な炭窒化物が生成されなかった。この場合にも、焼ならし後の強度が十分に確保されなかった結果を示した。
【0058】
比較例３は、成分は本発明の範囲を満たすものの、圧延後に制御冷却を適用せず、空冷する従来の製造方法を行った場合であり、遅すぎる冷却速度により、高温におけるフェライト変態が開始され、粗大なフェライトが生成されただけでなく、微細な析出物の生成も十分でない場合であった。この場合、最終的な微細組織は、図１に示したとおり、フェライト（写真上の白色部分）が粗大であるだけでなく、若干のＭＡ組織を含むパーライト（写真上の黒色部分）も帯状に生成され、強度及び衝撃靭性ならびにＨＩＣ特性がすべて十分に確保されない結果を示した。
比較例４は、添加された炭窒化物の生成元素が十分でない場合を示した。すべての製造条件が本発明の範囲で製造されても、生成された微細析出物の量が十分でないため強度が十分に確保されなかった結果を示した。
比較例４は、添加された炭窒化物の生成元素が十分でない場合を示した。すべての製造条件が本発明の範囲で製造されても、生成された微細析出物の量が十分でないため強度が十分に確保されなかった結果を示した。
【0059】
比較例５は、Ｃの添加量が本発明の範囲を超えた場合を示した。Ｃの含有量が増加するほど析出される炭窒化物の量は増加するが、Ｃの割合が合金元素よりも高くなると、生成される炭窒化物が粗大に生成され、後続する焼ならし中にオーステナイトの成長を抑制する能力が減少し、それ自体の強度の増加効果も大幅に減少して、結果として、強度及び低温における靭性がともに劣化した結果を示した。
比較例６は、Ｍｏの添加量が本発明の範囲を超えた場合である。Ｍｏは、微細な析出物を生成するのに重要な元素である一方で、固溶されたＭｏは鋼材の硬化能を大幅に増加させて、焼ならし後の冷却中に残りのオーステナイトがマルテンサイト－オーステナイトの複合相（ＭＡ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）を生成するように助長する。その結果、鋼材の降伏強度は低くなり、引張強度は大幅に増加するとともに、低温における靭性は大きく低下する結果を示した。
比較例６は、Ｍｏの添加量が本発明の範囲を超えた場合である。Ｍｏは、微細な析出物を生成するのに重要な元素である一方で、固溶されたＭｏは鋼材の硬化能を大幅に増加させて、焼ならし後の冷却中に残りのオーステナイトがマルテンサイト－オーステナイトの複合相（ＭＡ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）を生成するように助長する。その結果、鋼材の降伏強度は低くなり、引張強度は大幅に増加するとともに、低温における靭性は大きく低下する結果を示した。
【0060】
比較例７は、Ｔｉの添加量が本発明の範囲を超えた場合である。Ｔｉも、微細な析出物を生成するのに最も重要な元素であるが、過度に添加すると、非常に粗大なサイズの析出物が生成され、これは破壊の起点として作用し、低温における靭性及び耐水素誘起割れ性を大きく劣化させる結果を示した。
比較例８は、Ｎの添加量が本発明の範囲を超えた場合であるが、Ｎが過度に 添加されると、再加熱温度を高くしてもスラブ製造時に生成された粗大な炭窒化物の再固溶量が大幅に減少するようになる。したがって、後続する製造条件が本発明の範囲を満たしても、生成される微細な炭窒化物の分率が大きく低下し、十分な強化効果を得ることができない結果を示した。
比較例８は、Ｎの添加量が本発明の範囲を超えた場合であるが、Ｎが過度に 添加されると、再加熱温度を高くしてもスラブ製造時に生成された粗大な炭窒化物の再固溶量が大幅に減少するようになる。したがって、後続する製造条件が本発明の範囲を満たしても、生成される微細な炭窒化物の分率が大きく低下し、十分な強化効果を得ることができない結果を示した。
【0061】
一方、従来の方法によって製造された鋼材（比較例３）は、図１に示したとおり、パーライトが帯状（ｂａｎｄｅｄ ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ）として存在する。これに対し、本発明によって製造された鋼材（発明例１）は、図２に示したとおり、パーライトが帯状に存在せず、微細に分散した形で存在するだけでなく、本発明によって製造された鋼材（発明例１、図４）には、従来の方法によって製造された鋼材（比較例３、図３）に比べて、より微細な析出物が多く分布することが分かる。
上記のとおり、本発明の鋼組成及び製造条件によって鋼材を製造する場合には、従来の方法よりも靭性及び耐水素誘起割れ性に不利なパーライトなどの硬化組織を最小限に抑えるとともに、組織の微細化を介して高強度、低温靭性ならびに耐水素誘起割れ性にすべて優れた効果が得られることが確認された。
上記のとおり、本発明の鋼組成及び製造条件によって鋼材を製造する場合には、従来の方法よりも靭性及び耐水素誘起割れ性に不利なパーライトなどの硬化組織を最小限に抑えるとともに、組織の微細化を介して高強度、低温靭性ならびに耐水素誘起割れ性にすべて優れた効果が得られることが確認された。
【図1】
【図2】
【図3】
【図4】