JP5256818B2 - 高靱性鋼の製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、オンライン加工熱処理による高靭性鋼の製造方法に関するものであり、特に、高靭性鋼板の製造方法に関するものである。

鋼の特性に関する要求は、近年ますます厳しくなっており、一層の高強度、高靭性化が望まれており、このような要求に対し、従来から制御圧延、制御冷却を組み合わせた加工熱処理技術が広く行われている。加工熱処理技術の基本思想は鋼の成分、加熱条件、圧延条件、冷却条件の最適化により微細なフェライトもしくはベイナイト組織を得ることにあり、この組織の微細化により高強度化、高靭性化を共に図ろうとするものである。

その基本思想の中心は、オーステナイト低温域の、オーステナイトが再結晶を起こさない温度域（以下、未再結晶温度域と呼ぶ）での圧延において、累積圧下率をできるだけ高く確保し、オーステナイト粒の伸展度を増し、多数の変形帯を導入することと、その後の制御冷却におけるオーステナイト／フェライト変換比の調整によるフェライトの細粒化もしくはベイナイトの微細化である。

しかし、従来の制御圧延では、仕上板厚と仕上温度が決まると圧延中の温度降下挙動は一義的に決定されてしまい、制御圧延において、最も重要な因子であるオーステナイト未再結晶温度域における最大累積圧下率が決定される。そのため、オーステナイト未再結晶温度域で７０％以上の高い累積圧下率を得るような圧延は困難であった。

そこで、このオーステナイト未再結晶温度域を広げて、該領域での累積圧下率を増加させる方法としては、Ｎｂ、Ｔｉ等のマイクロアロイを添加し、未再結晶上限温度を上昇させる方法が知られている。現状０．０６％以下のＮｂ、または０．１０％以下のＴｉ添加が行われており、未再結晶温度域が高温側に５０℃程度広がっており、工業的にも広く普及している方法である。

一方、合金元素添加によらない技術としては、特許文献１および特許文献２の技術が開示されている。両技術とも、本発明と同様、オンラインでの保温システムを活用して、特定温度域における所定の累積圧下率を確保する圧延により鋼の高靭性化を図ったものである。
特開平５−４３９３４号公報 特開平５−２９５４３２号公報

しかしながら、Ｎｂ、Ｔｉ等のマイクロアロイを添加し、未再結晶上限温度を上昇させる方法においては、現状以上に、これらマイクロアロイの添加量を増加しても、その効果が飽和すること、また溶接性が著しく低下するという問題がある。

一方、合金元素の添加によらない方法である特許文献１に開示された技術においては、圧延後の鋼板の冷却速度は、空冷〜１０℃／秒程度であり、かつその制御冷却の目的は高強度化である。従って、冷却速度を変化させても、靭性の変化は起こらず、本発明のような成分系で、高強度化と高靭性化の両立を図ることはできないという問題がある。

また、特許文献２に開示された技術においても、本願発明と同様にオーステナイト未再結晶温度域での温度低下を抑制しながら圧延した後、加速冷却を施しているが、本発明とは異なり、圧延途中で急速加熱を行うものではないので、加熱中に未再結晶オーステナイトの回復が進行しやすく、制御圧延効果や加工されたオーステナイトからのフェライト粒核生成促進による微細化効果を十分に発揮することができないという問題がある。

発明者等は、上記したような従来技術の問題点を解決するために鋭意研究を重ねて本発明に至ったものであって、炭素鋼及び低合金鋼の熱間圧延、特に、厚鋼板の熱間圧延において、圧延機に近接した誘導加熱装置による急速加熱によって、圧延中の鋼の温度降下を補償しながら、未再結晶上限温度以下、Ａｒ₃ 点以上で高い累積圧下を加え、更に圧延後Ａｒ_３点以上の温度から６００℃以下に加速冷却し、鋼の強度・靭性を大幅に向上させることに成功したものである。その要旨は、以下の通りである。

第一の発明は、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜０．８０％、Ｍｎ：０．２０〜２．０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００７０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００３〜０．１００％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材を、オーステナイト温度域でかつ１２００℃以下に加熱し、オーステナイト再結晶温度域において圧延後、未再結晶上限温度以下、Ａｒ_３点以上の温度域での圧延を行うにあたり、当該圧延を２回以上の工程に分け、２回目およびそれ以降の圧延前に、圧延機に近接した誘導加熱装置により、２℃/ｓｅｃ以上の急速加熱を実施して温度補償することにより、未再結晶上限温度以下、Ａｒ_３点以上の温度域で７０％以上の累積圧下を加え、Ａｒ_３点以上の温度から６００℃以下に加速冷却することを特徴とする高靱性鋼の製造方法である。

第二の発明は、鋼組成に、更に、質量％で、Ｃｕ：０．０１〜２．０％、Ｎｉ：０．０１〜２．０％、Ｃｒ：０．０１〜２．０％、Ｍｏ：０．０１〜１．０％、Ｎｂ：０．００３〜０．１％、Ｖ：０．００３〜０．５％、Ｔｉ：０．００５〜０．１０％、Ｂ：０．０００５〜０．００４０％の中から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする第一の発明に記載の高靱性鋼の製造方法である。

本発明によれば、炭素鋼、低合金鋼の鋼材、特に、厚鋼板の製造において、適正な成分、加熱温度、未再結晶温度以下、Ａｒ_３点以上の温度範囲での７０％以上の累積圧下率、圧延Ａｒ_３点以上の温度からの加速冷却を行うことにより、従来法に比較して、靭性が大幅に向上した鋼材、特に厚鋼板を適切に製造し得るものであって、工業的にその効果が大きい発明である。

前述のように、従来の技術においては、Ｎｂ、Ｔｉ等のマイクロアロイ添加により、オーステナイト未再結晶温度域を拡大することに重点が置かれていたのに対し、本発明は、上述したような課題を解決するため、従来とは全く別の観点から検討を加えたものであって、以下に、本発明の効果を得るための成分組成、製造条件について詳細に説明する。

１．成分組成について
本発明に係る高靱性鋼の成分組成の限定理由は以下の通りである。なお、本明細書において、鋼の成分を表す％は、全て質量％を意味する。

Ｃ：０．０１〜０．２０％
Ｃは鋼板の強度を確保するため、少なくとも０．０１％は必要であり、０．２０％を越えて添加すると、著しく靭性が劣化するとともに、溶接性を低下させるため、Ｃ量は、０．０１％以上、０．２０％以下とする。

Ｓｉ：０．０１〜０．８０％
Ｓｉは脱酸に必要な元素であるが、０．０１％未満ではその効果は少なく、０．８０％を越えて添加すると、溶接性および母材靭性を著しく低下させるため、Ｓｉ量は、０．０１％以上、０．８０％以下とする。

Ｍｎ：０．２０〜２．０％
Ｍｎは、Ｃと同様に、鋼板の強度を確保するために必要であり、過剰に添加すると溶接性を損なうため、Ｍｎ量は０．２０％以上、２．０％以下とする。

Ｐ：０．０２０％以下
Ｓ：０．００７０％以下
Ｐ、Ｓは不純物として、鋼中に不可避的に含有される元素であり、鋼母材や、溶接熱影響部の靭性を劣化させるため、経済性を考慮して、可能な範囲で、低減する事が好ましく、Ｐ量の上限は、０．０２０％、Ｓ量の上限は、０．００７０％とする。

ｓｏｌ．Ａｌ：０．００３〜０．１００％
Ａｌは脱酸元素であり、０．００３％未満ではその効果は十分ではなく、過剰に添加すると、靭性の劣化をもたらすため、ｓｏｌ．Ａｌ量は、０．００３％以上、０．１００％以下とする。

本発明の基本成分組成は以上であるが、さらに強度や靱性などの特性を向上させる場合、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｂの中から選ばれる１種または２種以上を選択元素として添加することができる。

Ｃｕ：０．０１〜２．０％
Ｃｕは強度を増加させるための元素であり、０．０１％以上でその効果を発揮し、２．０％を超えて添加すると、熱間脆性により鋼板表面の性状を劣化するため、添加する場合は、０．０１〜２．０％の範囲とする。

Ｎｉ：０．０１〜２．０％
Ｎｉは母材の強度を増加させつつ靭性も向上させることが可能な元素であり、０．０１％以上で効果を発揮し、２．０％超えでは効果が飽和し経済的を損なうため、添加する場合は、０．０１〜２．０％の範囲とする。

Ｃｒ：０．０１〜２．０％
Ｃｒは強度を増加するのに有効な元素であり、０．０１％以上でその効果を発揮し、２．０％を超えて添加すると靭性を劣化させるため、添加する場合は、０．０１〜２．０％の範囲とする。

Ｍｏ：０．０１〜１．０％
Ｍｏは強度を増加するのに有効な元素であり、０．０１％以上でその効果を発揮し、１．０％を超えて添加すると、著しく靭性を劣化させるとともに経済性を損なうため、添加する場合は、０．０１〜１．０％の範囲とする。

Ｎｂ：０．００３〜０．１％
Ｖ：０．００３〜０．５％
Ｎｂ、Ｖは母材の強度と靭性を向上させる元素であり、０．００３％以上の添加で効果を発揮する。またそれぞれ０．１％，０．５％を超えるとかえって靭性の低下を招くおそれがあるため、添加する場合は、Ｎｂ：０．００３〜０．１％、Ｖ：０．００３〜０．５％の範囲とする。

Ｔｉ：０．００５〜０．１０％
Ｔｉは母材の靭性確保や溶接熱影響部での靭性確保の観点から有効な元素であるが、０．１０％を超えて添加すると靭性の著しい低下をもたらすため、添加する場合は、０．００５〜０．１０％の範囲とする。

Ｂ：０．０００５〜０．００４０％
Ｂは焼入れ性の向上によって強度を増加させることができる元素である。この効果は０．０００５％以上で顕著になり０．００４０％を超えて添加しても効果は飽和するため、添加する場合は、０．０００５〜０．００４０％の範囲とする。

なお、本発明の効果が損なわれない限り、上記した成分以外に、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭなどの元素を含有してもよい。これらの元素には、鋼中のＳを固定して鋼板の靭性を向上させる働きがあり、０．０００１％以上の添加で効果がある。しかし、それぞれ０．００６０％、０．００６０％、０．０２００％を超えて添加すると、鋼中の介在物量が増加し、靭性をかえって劣化させる。よってこれらの元素を添加する場合は、Ｃａ：０．０００１〜０．００６０％、Ｍｇ：０．０００１〜０．００６０％、ＲＥＭ：０．０００１〜０．０２００％の範囲とする。

なお、本発明の鋼の上記した成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。

２．製造条件について
上記した組成を有する溶鋼を、転炉、電気炉等の溶製手段で、常法により溶製し、連続鋳造法または造塊〜分塊法等で、常法によりスラブ等の鋼素材とすることが好ましい。なお、溶製方法、鋳造法については上記した方法に限定されるものではないく、通常公知の方法がすべて適用できる。そして、その後、次に述べる条件にて圧延・加熱・冷却を行う。

（１）スラブ加熱について
鋳造後、スラブ温度が室温まで低下してから、あるいは高温の状態で、加熱炉に挿入してオーステナイト温度域に加熱する。スラブの加熱温度は、靭性確保の観点からは、より低温が好ましく、加熱温度上限は、最終的に得られる組織を出来るだけ微細なフェライトもしくは均質微細ベイナイトとするため、加熱オーステナイト粒径の粗大化を抑制するため、１２００℃以下とする。一方、加熱温度が１０００℃未満では、スラブ厚中央部の未圧着ザクが残存して、鋼板の板厚１／２ｔ部の性能を劣化させる可能性があること、及び、Ｎｂ，Ｖなどを添加した場合には、これらの元素が十分に固溶しないため、スラブ加熱温度は１０００℃以上とするのが好ましい。

（２）熱間圧延について
まず、オーステナイト再結晶域圧延は、加熱時のオーステナイト粒をある程度まで均一微細化するのに必要であり、１パス以上、好ましくは累積で２０％以上の圧下を行う。オーステナイト再結晶域圧延から未再結晶域圧延を開始するまでの間は、空冷で待ってもよいが、オーステナイト再結晶域圧延中あるいは圧延後に水冷により冷却を行い、未再結晶域圧延までの時間を空冷するよりも短縮する方が効率的にも好ましく、また、再結晶オーステナイトの成長を抑制する効果があり、組織の微細化にとって、より有効である。

次に、本発明においては、未再結晶温度域における累積圧下率を７０％以上とする。未再結晶温度域における累積圧下率の増加に伴い高冷却速度域で強度・靭性が連続的に向上するのは、次に述べる作用によるものである。

すなわち、オーステナイト粒の伸展度及び変形帯の密度が累積圧下率の増加に伴い上昇し、変態時の核生成サイトとなりうるオーステナイト粒界及び変形帯の単位体積当たりの面積（有効界面積：Ｓｖ）が増加し、変態後の組織が微細化されるためである。ただし、未再結晶温度域での累積圧下率が７０％以上でないと、加速冷却後に得られる変態後の組織が十分細かくならず、靭性は顕著には向上しない。

未再結晶温度域における累積圧下率を７０％以上確保するために、圧延機に近接した誘導加熱装置による２℃／sec以上の急速加熱で、圧延中の鋼板の温度降下を補償する。具体的には、累積圧下率４０％程度以上の未再結晶域圧延の後、温度がＡｒ_３点を下回ることのない温度域から、未再結晶温度域範囲内で誘導加熱装置により２℃／ｓｅｃ以上の昇温速度で加熱する。加熱後、特に保持などは行う必要はない。

加熱開始温度がＡｒ_３点を下回れば、フェライト変態が起こり、再加熱時に逆変態によりオーステナイトは微細化されるが、その後の加熱時の加熱温度代が大きくなり効率および経済性を損なうとともに、Ｎｂ炭化物などの析出・粗大化が促進され、混粒組織となりやすいとともに靭性低下の原因となるので、Ａｒ_３点以上の温度から昇温を開始する。

また、昇温速度は、２℃／ｓｅｃ以下では、オーステナイト加工組織の回復や、NｂやTiなどの炭化物の加工誘起析出が起こり、靭性を劣化させるため、２℃／ｓｅｃ以上とする。加熱後の保持は行ってもよいが、オーステナイト加工組織の回復が起こるため、必要以上の保持は行うべきではなく、短時間が好ましい。

（３）加速冷却について
加速冷却は、未再結晶温度以下、Ａｒ_３ 点以上で７０％以上の累積圧下を行った鋼板に対して行い、Ａｒ_３点以上の温度から６００℃以下の温度まで行う。

Ａｒ_３点未満の温度から加速冷却を行った場合には、一部、加速冷却前からフェライトが生成するため、所定の強度が得られない。また、６００℃以上で冷却を停止した場合も同様である。

冷却速度は、空冷以上の冷却速度が必要であり、１０℃／ｓｅｃの強冷却が好ましい。冷却方法は特に限定しないが、水冷による冷却が好ましい。

ここで、本発明における鋼材温度は、鋼材の表面と中心部との平均温度を示している。

再結晶温度やＡｒ_３点は成分によって異なり、再結晶温度（再結晶を起こす温度）は概ね８００〜９５０℃の範囲にある。

Ａｒ_３点は下記式（１）によっても求めることができる。ただし、各式において、各元素は含有量（質量％表示）を示す。
Ａｒ_３＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−５５Ｎｉ−１５Ｃｒ−８０Ｍｏ−２０Ｃｕ
・・・・・（１）
本発明は厚鋼板、形鋼、棒鋼など種々の形状の鋼製品に適用可能である。「厚鋼板」とは、板厚６ｍｍ以上の鋼板を指すものとする。

表１に示す成分組成を有する種々の鋼を溶製した。得られた鋼片を使って、表２に示す製造条件にて板厚１２ｍｍの厚鋼板を作製した。

このようにして得られた厚鋼板について機械的性質を調査するための試料を採取して、以下に記載の試験片によって引張試験、シャルピー試験を行った。

引張強度は、ＪＩＳＺ２２０１に規定された１Ａ号の全厚試験片を板幅方向に採取した引張試験により求めた。

靭性は、ＪＩＳＺ２２０２の規定に準拠して、板厚中心より、試験片の長手軸の方向が圧延方向と平行になるようにシャルピー衝撃試験片を採取して、Ｖノッチシャルピー衝撃試験を実施し、延性脆性遷移温度（ｖＴｒｓと呼ぶ）を求めことにより評価した。
なお、本発明において靱性の目標値は、延性脆性遷移温度（ｖＴｒｓ）が−１４０℃未満であることとする。

引張試験およびシャルピー衝撃試験の結果を同じく表２に示す。

成分、製造方法を本発明規定の範囲内としたＮｏ．１〜Ｎｏ．５の鋼板は、いずれにおいても、延性脆性遷移温度（ｖＴｒｓ）が−１４０℃未満であり、優れた靭性を有していることがわかる。

一方、Ｃ添加量が本発明の範囲を超えたＮｏ．６の鋼板では靭性が劣化した。加熱温度が本発明の範囲（１２００℃以下）よりも高いＮｏ．７の鋼板では、最終的に得られる組織が十分に微細化しないため、靭性が劣化した。Ｎｏ．８の鋼板では、未再結晶温度域での累積圧下量を確保するための急速加熱を行っていないため、未再結晶温度域での累積圧下率が、本発明の範囲よりも小さくなり、靱性が劣化した。圧延途中の加熱速度が本発明の範囲よりも遅く、加工オーステナイトの回復が顕著となったＮｏ．９の鋼板、および、圧延途中加熱温度が本発明の範囲よりも高く、オーステナイトが再結晶したＮｏ．１０の鋼板においても、いずれも、靭性が劣化した。また、圧延終了温度がＡｒ_３点より低くなりフェライト／オーステナイト二相域にかかっているＮｏ．１１の鋼板、冷却開始温度がフェライト／オーステナイト二相域にかかっているＮｏ．１２の鋼板、また冷却停止温度が高いＮｏ．１３の鋼板については、粗大フェライトが存在し、靭性が劣化した。

本発明による鋼は、強度と低温靱性に優れているので、高い材質均一性と低温仕様が要求される鋼構造物に適用することができる。

Claims (2)

1. 質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜０．８０％、Ｍｎ：０．２０〜２．０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００７０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００３〜０．１００％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材を、オーステナイト温度域でかつ１２００℃以下に加熱し、オーステナイト再結晶温度域において圧延後、未再結晶上限温度以下、Ａｒ_３点以上の温度域での圧延を行うにあたり、当該圧延を２回以上の工程に分け、２回目およびそれ以降の圧延前に、圧延機に近接した誘導加熱装置により、温度がＡｒ _３ 点を下回ることのない温度域から２℃／ｓｅｃ以上の急速加熱を実施して温度補償することにより、未再結晶上限温度以下、Ａｒ_３点以上の温度域で７０％以上の累積圧下を加え、Ａｒ_３点以上の温度から６００℃以下に加速冷却することを特徴とする高靱性鋼の製造方法。
2. 鋼組成に、更に、質量％で、Ｃｕ：０．０１〜２．０％、Ｎｉ：０．０１〜２．０％、Ｃｒ：０．０１〜２．０％、Ｍｏ：０．０１〜１．０％、Ｎｂ：０．００３〜０．１％、Ｖ：０．００３〜０．５％、Ｔｉ：０．００５〜０．１０％、Ｂ：０．０００５〜０．００４０％の中から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１記載の高靱性鋼の製造方法。