JP2004169093A - レーザ切断性が優れた厚鋼板の製造法 - Google Patents
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Abstract
【課題】本発明は、レーザ切断性が優れた板厚１６ｍｍ以上の厚鋼板を安価に製造する技術を提供するものである。
【解決手段】所定の成分を含有する鋼を連続鋳造法によってスラブとし、その後の１１００℃以下の温度に再加熱後、圧延開始時にデスケーリングによりスケールを排除し、圧延をＴａ±２０℃の温度で終了し、その後放冷して鋼板のスケール中の空孔（ボイド）率とスケールと地鉄界面の剥離割合の合計が１５％以下とすることを特徴とするレーザ切断性が優れた厚鋼板の製造法。
但し、Ｔａ＝１．２５Ｔｓ−４４０（℃）
【選択図】 なし
【解決手段】所定の成分を含有する鋼を連続鋳造法によってスラブとし、その後の１１００℃以下の温度に再加熱後、圧延開始時にデスケーリングによりスケールを排除し、圧延をＴａ±２０℃の温度で終了し、その後放冷して鋼板のスケール中の空孔（ボイド）率とスケールと地鉄界面の剥離割合の合計が１５％以下とすることを特徴とするレーザ切断性が優れた厚鋼板の製造法。
但し、Ｔａ＝１．２５Ｔｓ−４４０（℃）
【選択図】 なし
Description
【０００１】
【発明が属する技術分野】
本発明は建設機械、建築、橋梁分野等で使用されるレーザ切断性が優れた厚鋼板の製造法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
厚鋼板のレーザ切断はＣＯ２レーザ加工機が最も効率良いため広く使用されている。
【０００３】
ＣＯ２レーザ切断の熱源はレーザエネルギーと酸素と鋼の酸化反応エネルギーであることが知られている。
【０００４】
また、板厚が１６ｍｍ以上の厚鋼板では、厚みが増加するに従いレーザ切断速度を遅くする必要があり、レーザ切断時に要するエネルギーは鋼の酸化反応熱がレーザエネルギーを上まわるようになり、鋼板の特性がレーザ切断性に大きく影響し、鋼板の特性がレーザ切断にとって最も大きな影響因子であった。
【０００５】
これらの課題を解決するため多くの技術が実用化されている。
【０００６】
スケール厚みを薄くし、スケール組成をマグネタイト（Ｆｅ３Ｏ４）比率１５％以上とすることによりレーザ切断性が向上することが知られている（例えば、特許文献１）。
【０００７】
しかしながら、適用板厚が１５ｍｍ以下（実施例）であり、１５ｍｍを超える板厚での効果は前述のようにレーザ切断性に要するエネルギーが酸化反応熱が主体となる領域であり、スケール厚みやスケール組成の制御だけで効果があるかどうか分からない。
【０００８】
【特許文献１】
特開平１０−１５８７３４号公報
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
本発明はレーザ切断性が優れた板厚１６ｍｍ以上の厚鋼板を安価に製造する技術を提供するものである。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
本発明者は、厚鋼板のレーザ切断性について鋭意研究した結果、表面のスケール性状が最も大きな影響因子であることを見出し、表面スケールが生成する圧延開始温度（スラブ加熱温度）と圧延終了温度を最適な温度範囲とすることにより、レーザ切断性に優れた厚鋼板が得られることを知見して本発明を完成した。本発明の要旨は以下のとおりである。
【００１１】
（１） 質量％で、
Ｃ：０．０６〜０．３％、
Ｓｉ：０．５％以下、
Ｍｎ：０．４〜１．５％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．０５％以下、
Ｏ：０．００３５％以下、
Ｎ：０．００６％以下
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を連続鋳造法によってスラブとし、その後１１００℃以下の温度に再加熱後、圧延開始時にデスケーリングによりスケールを排除し、圧延をＴａ±２０℃の温度で終了し、その後放冷して鋼板のスケール中の空孔（ボイド）率とスケールと地鉄界面の剥離割合の合計が１５％以下とすることを特徴とするレーザ切断性が優れた厚鋼板の製造法。
ここで、Ｔａ＝１．２５Ｔｓ−４４０（℃）
Ｔａ：圧延終了温度（℃） Ｔｓ：スラブ加熱温度（℃）
【００１２】
（２） 質量％で、
Ｃ：０．０６〜０．３％、
Ｓｉ：０．５％以下、
Ｍｎ：０．４〜１．５％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．０５％以下、
Ｏ：０．００３５％以下、
Ｎ：０．００６％以下
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を連続鋳造法によってスラブとし、その後１１００℃以下の温度に再加熱後、圧延開始時にデスケーリングによりスケールを排除し、圧延をＴａ±２０℃の温度で終了し、その後水冷して鋼板のスケール中の空孔（ボイド）率とスケールと地鉄界面の剥離割合の合計が１５％以下とすることを特徴とするレーザ切断性が優れた厚鋼板の製造法。
ここで、Ｔａ＝１．２５Ｔｓ−４４０（℃）
Ｔａ：圧延終了温度（℃） Ｔｓ：スラブ加熱温度（℃）
【００１３】
（３） 質量％で、
Ｃ：０．０６〜０．３％、
Ｓｉ：０．５％以下、
Ｍｎ：０．４〜１．５％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．０５％以下、
Ｏ：０．００３５％以下、
Ｎ：０．００６％以下
を含有し、
Ｔｉ：０．０２％以下、
Ｎｂ：０．０６％以下、
Ｖ：０．０４％以下、
Ｎｉ：０．３％以下、
Ｃｕ：０．３％以下、
Ｍｏ：０．７％以下
の内の１種または２種以上を更に加え、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を連続鋳造法によってスラブとし、その後１１００℃以下の温度に再加熱後、圧延開始時にデスケーリングによりスケールを排除し、圧延をＴａ±２０℃の温度で終了し、その後放冷して鋼板のスケール中の空孔（ボイド）率とスケールと地鉄界面の剥離割合の合計が１５％以下とすることを特徴とするレーザ切断性が優れた厚鋼板の製造法。
ここで、Ｔａ＝１．２５Ｔｓ−４４０（℃）
Ｔａ：圧延終了温度（℃） Ｔｓ：スラブ加熱温度（℃）
【００１４】
（４） 質量％で、
Ｃ：０．０６〜０．３％、
Ｓｉ：０．５％以下、
Ｍｎ：０．４〜１．５％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．０５％以下、
Ｏ：０．００３５％以下、
Ｎ：０．００６％以下
を含有し、
Ｔｉ：０．０２％以下、
Ｎｂ：０．０６％以下、
Ｖ：０．０４％以下、
Ｎｉ：０．３％以下、
Ｃｕ：０．３％以下、
Ｍｏ：０．７％以下
の内の１種または２種以上を更に加え、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を連続鋳造法によってスラブとし、その後１１００℃以下の温度に再加熱後、圧延開始時にデスケーリングによりスケールを排除し、圧延をＴａ±２０℃の温度で終了し、その後水冷して鋼板のスケール中の空孔（ボイド）率とスケールと地鉄界面の剥離割合の合計が１５％以下とすることを特徴とするレーザ切断性が優れた厚鋼板の製造法。
ここで、Ｔａ＝１．２５Ｔｓ−４４０（℃）
Ｔａ：圧延終了温度（℃） Ｔｓ：スラブ加熱温度（℃）
【００１５】
【発明の実施の形態】
本発明者らの研究によれば、厚鋼板の場合、６ｋｗの高出力のＣＯ２レーザ加工機による切断が一般化しているが、板厚１６ｍｍで約１．６ｍ／ｍｉｎが上限の切断速度となっている。更に、板厚２５ｍｍでは約０．７５ｍ／ｍｉｎとなり、レーザ切断に要する鋼の酸化反応エネルギーの寄与が大きくなり、鋼板特性が大きな影響因子となる。
【００１６】
このため、レーザ切断性に鋼のどのような特性が影響するかを検討し、表面のスケール性状が最も大きな影響因子であることをつきとめた。
【００１７】
本発明者らは、高速ビデオカメラでレーザ切断中のスケールの挙動を解析して、
▲１▼ レーザビームが到達する前にスケールが剥離する。
▲２▼ レーザビームが到達と同時にスケールが剥離する。
▲３▼ レーザビームが通過してもスケールの剥離が起きない。
の３つのケースがあり、レーザ切断性（切断面粗さと裏面のドロスの付着状態）は、この３つのケースで大きく変化することを知った。
【００１８】
このため、鋼板のスケール性状とレーザ切断時のスケールの剥離挙動に相関が存在すると考え、スケール性状を変化させた板厚１６ｍｍの鋼板を３ｋｗのＣＯ２レーザ加工機を使用して０．７ｍ／ｍｉｎの速度で切断し、高速ビデオカメラで観察した。
【００１９】
その結果、図１に示すようにレーザ切断中のスケール剥離はスケール中のボイド面積率やスケールと地鉄界面の剥離割合と良い相関が認められ、スケールボイド率やスケール剥離割合の減少で切断中のスケール剥離をなくす効果があることを知った。
【００２０】
すなわち、スケールが剥離した状態で高温に晒されるとアシストガス（純酸素）と鋼が反応するため、多量のドロスが生成してカーフ（切断溝）に流れ込みレーザビームが内部へ届かなくなり、ドロスの温度が低下し粘性が低下して、切断面を粗くしたり、ドロスが裏面に付着し、レーザ切断性を劣化させると考えられる。
【００２１】
このため、スケール性状（ボイド率や地鉄界面との剥離割合の低減）が重要であるが、これまで、厚鋼板においてスケールボイド率やスケール地鉄界面の剥離割合に着目し、鋼板製造条件との関係を明らかにした研究はなされていなかった。
【００２２】
本発明鋼の場合、鋼板の製造法が重要であり第一のポイントはスラブ加熱温度である。工業生産的には、スラブ加熱後時間をおかずに圧延を開始するため、スラブ加熱温度は圧延開始温度に近い温度である。
【００２３】
また、スラブ加熱時に生成したスケールは通常圧延開始時に高圧水のデスケーリングにより排除されるが、同時にスケールが生成し始めるため、この温度はスケール制御のために重要である。
【００２４】
一般的に知られているが、スケール中のボイドの生成は高温ほど顕著となり、スケール性状を良好な状態とするためには、スラブの加熱温度を９００℃以下とすることが知られていた。しかしながら、９００℃以下の温度では温度が低すぎるため工業生産的には圧延が不可能であった。
【００２５】
本発明者らは鋭意検討し、圧延開始温度（スラブ加熱温度）と圧延終了温度を最適な温度範囲とすれば、９００℃の温度より高い温度でも初期の目的を達することを知った。
【００２６】
一般的に、圧延中に生成するスケールは温度の低下とともに変形能が低下して、スケール中に亀裂やボイドの拡大、地鉄界面との剥離が起き、最後はスケールが剥離することが知られている。
【００２７】
しかしながら、スケールの変形能はスケール中のボイドにより大きく左右され、ボイドが多い場合は変形能が小さく、ボイドが少ない場合には変形能が大きいことをつきとめた。
【００２８】
このため、スケール性状を良好とするためには、圧延開始温度（スラブ加熱温度）の制御が最も重要であり、１１００℃を超えるスラブ加熱温度ではボイドの生成が多量となり圧延中のスケールの変形能が低下して、スケール性状を劣化させるため、１１００℃をスラブ加熱温度の上限とし、圧延開始温度も同様の理由で１０５０℃以下の温度とした。
【００２９】
また、スラブ加熱温度の下限は本発明では規定していないが、工業生産的に圧延が可能である９００℃程度が限界と考えられる。
【００３０】
圧延終了温度の最適温度は前述したように、スラブ加熱温度（圧延開始温度）とリンクし、以下の式で表すことができる。
Ｔａ＝１．２５Ｔｓ−４４０ （℃）
Ｔａ：圧延終了温度 Ｔｓ：スラブ加熱温度
ただし、工業生産的には圧延終了温度の適正温度に対し許容範囲が必要で±２０℃程度である。
【００３１】
放冷でも目的とする特性が得られるが、更に圧延後に水冷するとその効果が向上する。即ち、圧延終了後の水冷はスケール時鉄界面の剥離を少なくするためであり、急冷することにより鋼のγからαヘの変態歪みを抑制することにより目的が達せられる。しかしながら、６５０℃未満の温度まで急冷すると鋼の材質に大きく影響するため６５０℃を下限温度とすることが望ましく、また、７００℃超では効果が小さくなる。
【００３２】
以上鋼板の製造条件についてその限定理由を述べたが、鋼成分が適正でなければ、本発明鋼の目的を達することはできない。
【００３３】
以下に鋼成分の限定理由を述べる。
【００３４】
Ｃはレーザ切断中に酸素と反応して、酸化エネルギーを生じるとともに生成したＣＯガスが他の元素の酸化反応を抑制する働きがある。このため０．０６％未満では酸化エネルギーが過小となり、他の元素の酸化反応が過大となるため、０．０６％を下限とした。一方、０．３％を超えると鋼の靭性に悪影響を及ぼすため０．３％を上限とした。
【００３５】
Ｓｉは他の元素に比較して大きな酸化反応エネルギーを有するが、添加量が過大な場合、銅の酸化反応が過大となりノッチやバ−ニングを起こし易くなるため、上限を０．５％とした。
【００３６】
ＭｎはＦｅよりやや大きな酸化反応エネルギーを有し、レーザ切断性に大きな影響はなく、材質をつくるために有用な元素であるため、０．４〜１．５％を限定範囲とした。
【００３７】
Ｐ、Ｓは母材靭性、ＨＡＺ靭性等からともに少ない方が良いが、工業生産的な制約もあり、それぞれ０．０１５％、０．０１％を上限とした。
【００３８】
Ａｌは脱酸のため添加するが、添加量が多いいとアルミナ系の非金属介在物が増加して、鋼の清浄性を劣化させるので０．０５％が上限である。
【００３９】
Ｏは多すぎると鋼の清浄性を損なうため、０．００３５％が上限である。
【００４０】
Ｎは多すぎると鋳片製造時に表面割れが発生するため上限を０．００６％とした。
【００４１】
さらに基本となる元素以外の鋼成分の限定理由を以下に述べる。
【００４２】
ＴｉはＴｉ酸化物やＴｉ窒化物を生成して粒内のミクロ組織を微細化し、靭性を向上させるが、０．００５％未満では効果が少なく、０．０２％超ではＴｉの炭化物を生成し易くなり、ＮｂやＶは鋼の強度を増加させる有用な元素であるが、Ｎｂが０．０６％超、Ｖが０．０４％超の添加は溶接熱影響部の靭性を損なうためそれぞれ０．０６％、０．０４％を上限とした。Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏは鋼の強度や靭性に有用な元素であるが、多すぎると溶接熱影響部の靭性を損なうため、それぞれ０．３％、０．３％、０．７％を上限の値とした。
【００４３】
【実施例】
転炉−連続鋳造−厚板工程で種々の鋼成分の厚鋼板を製造し、レーザ切断試験を実施した。レーザ切断条件は板厚により異なり以下の通りである。
板厚１６ｍｍ：出力６ｋｗ、連続切断、切断速度／１．４ｍ／ｍｉｎ
板厚ｌ９ｍｍ：出力４．５ｋｗ、パルス切断（周波数５００Ｈｚ、デューティ、７０％）、切断速度／１．１ｍ／ｍｉｎ
板厚２２ｍｍ：出力５．０ｋｗパルス切断（周波数５００Ｈｚ、デューティ、７０％）、切断速度／ｌ．０ｍ／ｍｉｎ
板厚２２ｍｍ：出力５．０ｋｗパルス切断（周波数５００Ｈｚ、デューティ、７０％）、切断速度／０．７ｍ／ｍｉｎ
【００４４】
表１に供試材に用いた鋼組成を、表２に製造条件、スケール性状、レーザー切断性を、そして、表３に評価ランクを示す。
【００４５】
本発明で製造した鋼板（本発明鋼）はスケールボイド率とスケール剥離割合の合計が１５％以下で、レーザ切断性が良好である。
【００４６】
これに対し、比較鋼はいずれもレーザ切断性が悪い結果である。
【００４７】
比較鋼１６は製造法が発明鋼と同じであるためスケール性状は良好であるが、Ｃが低く、Ｍｎが高すぎるためレーザ切断性が悪い。
【００４８】
比較鋼１７もは製造法が発明鋼と同じであるためスケール性状は良好であるが、Ｃが高すぎるためレーザ切断性が悪い。
【００４９】
比較鋼１８、１９、２０は鋼成分は発明鋼と同じであるが、製造方法のスラブ加熱温度が高すぎ、圧延終了温度も異なるためスケール性状が悪く、レーザ切断性が悪い結果であった。
【００５０】
【表１】
【００５１】
【表２】
【００５２】
【表３】
【００５３】
【発明の効果】
本発明によれば、建設機械、建築、橋梁分野等で使用されるレーザ切断性が優れた厚鋼板が容易に製造できるという顕著な効果を奏する。
【図面の簡単な説明】
【図１】スケール性状とレーザ切断時のスケール剥離挙動との関係を示す図である。
【発明が属する技術分野】
本発明は建設機械、建築、橋梁分野等で使用されるレーザ切断性が優れた厚鋼板の製造法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
厚鋼板のレーザ切断はＣＯ２レーザ加工機が最も効率良いため広く使用されている。
【０００３】
ＣＯ２レーザ切断の熱源はレーザエネルギーと酸素と鋼の酸化反応エネルギーであることが知られている。
【０００４】
また、板厚が１６ｍｍ以上の厚鋼板では、厚みが増加するに従いレーザ切断速度を遅くする必要があり、レーザ切断時に要するエネルギーは鋼の酸化反応熱がレーザエネルギーを上まわるようになり、鋼板の特性がレーザ切断性に大きく影響し、鋼板の特性がレーザ切断にとって最も大きな影響因子であった。
【０００５】
これらの課題を解決するため多くの技術が実用化されている。
【０００６】
スケール厚みを薄くし、スケール組成をマグネタイト（Ｆｅ３Ｏ４）比率１５％以上とすることによりレーザ切断性が向上することが知られている（例えば、特許文献１）。
【０００７】
しかしながら、適用板厚が１５ｍｍ以下（実施例）であり、１５ｍｍを超える板厚での効果は前述のようにレーザ切断性に要するエネルギーが酸化反応熱が主体となる領域であり、スケール厚みやスケール組成の制御だけで効果があるかどうか分からない。
【０００８】
【特許文献１】
特開平１０−１５８７３４号公報
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
本発明はレーザ切断性が優れた板厚１６ｍｍ以上の厚鋼板を安価に製造する技術を提供するものである。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
本発明者は、厚鋼板のレーザ切断性について鋭意研究した結果、表面のスケール性状が最も大きな影響因子であることを見出し、表面スケールが生成する圧延開始温度（スラブ加熱温度）と圧延終了温度を最適な温度範囲とすることにより、レーザ切断性に優れた厚鋼板が得られることを知見して本発明を完成した。本発明の要旨は以下のとおりである。
【００１１】
（１） 質量％で、
Ｃ：０．０６〜０．３％、
Ｓｉ：０．５％以下、
Ｍｎ：０．４〜１．５％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．０５％以下、
Ｏ：０．００３５％以下、
Ｎ：０．００６％以下
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を連続鋳造法によってスラブとし、その後１１００℃以下の温度に再加熱後、圧延開始時にデスケーリングによりスケールを排除し、圧延をＴａ±２０℃の温度で終了し、その後放冷して鋼板のスケール中の空孔（ボイド）率とスケールと地鉄界面の剥離割合の合計が１５％以下とすることを特徴とするレーザ切断性が優れた厚鋼板の製造法。
ここで、Ｔａ＝１．２５Ｔｓ−４４０（℃）
Ｔａ：圧延終了温度（℃） Ｔｓ：スラブ加熱温度（℃）
【００１２】
（２） 質量％で、
Ｃ：０．０６〜０．３％、
Ｓｉ：０．５％以下、
Ｍｎ：０．４〜１．５％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．０５％以下、
Ｏ：０．００３５％以下、
Ｎ：０．００６％以下
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を連続鋳造法によってスラブとし、その後１１００℃以下の温度に再加熱後、圧延開始時にデスケーリングによりスケールを排除し、圧延をＴａ±２０℃の温度で終了し、その後水冷して鋼板のスケール中の空孔（ボイド）率とスケールと地鉄界面の剥離割合の合計が１５％以下とすることを特徴とするレーザ切断性が優れた厚鋼板の製造法。
ここで、Ｔａ＝１．２５Ｔｓ−４４０（℃）
Ｔａ：圧延終了温度（℃） Ｔｓ：スラブ加熱温度（℃）
【００１３】
（３） 質量％で、
Ｃ：０．０６〜０．３％、
Ｓｉ：０．５％以下、
Ｍｎ：０．４〜１．５％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．０５％以下、
Ｏ：０．００３５％以下、
Ｎ：０．００６％以下
を含有し、
Ｔｉ：０．０２％以下、
Ｎｂ：０．０６％以下、
Ｖ：０．０４％以下、
Ｎｉ：０．３％以下、
Ｃｕ：０．３％以下、
Ｍｏ：０．７％以下
の内の１種または２種以上を更に加え、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を連続鋳造法によってスラブとし、その後１１００℃以下の温度に再加熱後、圧延開始時にデスケーリングによりスケールを排除し、圧延をＴａ±２０℃の温度で終了し、その後放冷して鋼板のスケール中の空孔（ボイド）率とスケールと地鉄界面の剥離割合の合計が１５％以下とすることを特徴とするレーザ切断性が優れた厚鋼板の製造法。
ここで、Ｔａ＝１．２５Ｔｓ−４４０（℃）
Ｔａ：圧延終了温度（℃） Ｔｓ：スラブ加熱温度（℃）
【００１４】
（４） 質量％で、
Ｃ：０．０６〜０．３％、
Ｓｉ：０．５％以下、
Ｍｎ：０．４〜１．５％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．０５％以下、
Ｏ：０．００３５％以下、
Ｎ：０．００６％以下
を含有し、
Ｔｉ：０．０２％以下、
Ｎｂ：０．０６％以下、
Ｖ：０．０４％以下、
Ｎｉ：０．３％以下、
Ｃｕ：０．３％以下、
Ｍｏ：０．７％以下
の内の１種または２種以上を更に加え、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を連続鋳造法によってスラブとし、その後１１００℃以下の温度に再加熱後、圧延開始時にデスケーリングによりスケールを排除し、圧延をＴａ±２０℃の温度で終了し、その後水冷して鋼板のスケール中の空孔（ボイド）率とスケールと地鉄界面の剥離割合の合計が１５％以下とすることを特徴とするレーザ切断性が優れた厚鋼板の製造法。
ここで、Ｔａ＝１．２５Ｔｓ−４４０（℃）
Ｔａ：圧延終了温度（℃） Ｔｓ：スラブ加熱温度（℃）
【００１５】
【発明の実施の形態】
本発明者らの研究によれば、厚鋼板の場合、６ｋｗの高出力のＣＯ２レーザ加工機による切断が一般化しているが、板厚１６ｍｍで約１．６ｍ／ｍｉｎが上限の切断速度となっている。更に、板厚２５ｍｍでは約０．７５ｍ／ｍｉｎとなり、レーザ切断に要する鋼の酸化反応エネルギーの寄与が大きくなり、鋼板特性が大きな影響因子となる。
【００１６】
このため、レーザ切断性に鋼のどのような特性が影響するかを検討し、表面のスケール性状が最も大きな影響因子であることをつきとめた。
【００１７】
本発明者らは、高速ビデオカメラでレーザ切断中のスケールの挙動を解析して、
▲１▼ レーザビームが到達する前にスケールが剥離する。
▲２▼ レーザビームが到達と同時にスケールが剥離する。
▲３▼ レーザビームが通過してもスケールの剥離が起きない。
の３つのケースがあり、レーザ切断性（切断面粗さと裏面のドロスの付着状態）は、この３つのケースで大きく変化することを知った。
【００１８】
このため、鋼板のスケール性状とレーザ切断時のスケールの剥離挙動に相関が存在すると考え、スケール性状を変化させた板厚１６ｍｍの鋼板を３ｋｗのＣＯ２レーザ加工機を使用して０．７ｍ／ｍｉｎの速度で切断し、高速ビデオカメラで観察した。
【００１９】
その結果、図１に示すようにレーザ切断中のスケール剥離はスケール中のボイド面積率やスケールと地鉄界面の剥離割合と良い相関が認められ、スケールボイド率やスケール剥離割合の減少で切断中のスケール剥離をなくす効果があることを知った。
【００２０】
すなわち、スケールが剥離した状態で高温に晒されるとアシストガス（純酸素）と鋼が反応するため、多量のドロスが生成してカーフ（切断溝）に流れ込みレーザビームが内部へ届かなくなり、ドロスの温度が低下し粘性が低下して、切断面を粗くしたり、ドロスが裏面に付着し、レーザ切断性を劣化させると考えられる。
【００２１】
このため、スケール性状（ボイド率や地鉄界面との剥離割合の低減）が重要であるが、これまで、厚鋼板においてスケールボイド率やスケール地鉄界面の剥離割合に着目し、鋼板製造条件との関係を明らかにした研究はなされていなかった。
【００２２】
本発明鋼の場合、鋼板の製造法が重要であり第一のポイントはスラブ加熱温度である。工業生産的には、スラブ加熱後時間をおかずに圧延を開始するため、スラブ加熱温度は圧延開始温度に近い温度である。
【００２３】
また、スラブ加熱時に生成したスケールは通常圧延開始時に高圧水のデスケーリングにより排除されるが、同時にスケールが生成し始めるため、この温度はスケール制御のために重要である。
【００２４】
一般的に知られているが、スケール中のボイドの生成は高温ほど顕著となり、スケール性状を良好な状態とするためには、スラブの加熱温度を９００℃以下とすることが知られていた。しかしながら、９００℃以下の温度では温度が低すぎるため工業生産的には圧延が不可能であった。
【００２５】
本発明者らは鋭意検討し、圧延開始温度（スラブ加熱温度）と圧延終了温度を最適な温度範囲とすれば、９００℃の温度より高い温度でも初期の目的を達することを知った。
【００２６】
一般的に、圧延中に生成するスケールは温度の低下とともに変形能が低下して、スケール中に亀裂やボイドの拡大、地鉄界面との剥離が起き、最後はスケールが剥離することが知られている。
【００２７】
しかしながら、スケールの変形能はスケール中のボイドにより大きく左右され、ボイドが多い場合は変形能が小さく、ボイドが少ない場合には変形能が大きいことをつきとめた。
【００２８】
このため、スケール性状を良好とするためには、圧延開始温度（スラブ加熱温度）の制御が最も重要であり、１１００℃を超えるスラブ加熱温度ではボイドの生成が多量となり圧延中のスケールの変形能が低下して、スケール性状を劣化させるため、１１００℃をスラブ加熱温度の上限とし、圧延開始温度も同様の理由で１０５０℃以下の温度とした。
【００２９】
また、スラブ加熱温度の下限は本発明では規定していないが、工業生産的に圧延が可能である９００℃程度が限界と考えられる。
【００３０】
圧延終了温度の最適温度は前述したように、スラブ加熱温度（圧延開始温度）とリンクし、以下の式で表すことができる。
Ｔａ＝１．２５Ｔｓ−４４０ （℃）
Ｔａ：圧延終了温度 Ｔｓ：スラブ加熱温度
ただし、工業生産的には圧延終了温度の適正温度に対し許容範囲が必要で±２０℃程度である。
【００３１】
放冷でも目的とする特性が得られるが、更に圧延後に水冷するとその効果が向上する。即ち、圧延終了後の水冷はスケール時鉄界面の剥離を少なくするためであり、急冷することにより鋼のγからαヘの変態歪みを抑制することにより目的が達せられる。しかしながら、６５０℃未満の温度まで急冷すると鋼の材質に大きく影響するため６５０℃を下限温度とすることが望ましく、また、７００℃超では効果が小さくなる。
【００３２】
以上鋼板の製造条件についてその限定理由を述べたが、鋼成分が適正でなければ、本発明鋼の目的を達することはできない。
【００３３】
以下に鋼成分の限定理由を述べる。
【００３４】
Ｃはレーザ切断中に酸素と反応して、酸化エネルギーを生じるとともに生成したＣＯガスが他の元素の酸化反応を抑制する働きがある。このため０．０６％未満では酸化エネルギーが過小となり、他の元素の酸化反応が過大となるため、０．０６％を下限とした。一方、０．３％を超えると鋼の靭性に悪影響を及ぼすため０．３％を上限とした。
【００３５】
Ｓｉは他の元素に比較して大きな酸化反応エネルギーを有するが、添加量が過大な場合、銅の酸化反応が過大となりノッチやバ−ニングを起こし易くなるため、上限を０．５％とした。
【００３６】
ＭｎはＦｅよりやや大きな酸化反応エネルギーを有し、レーザ切断性に大きな影響はなく、材質をつくるために有用な元素であるため、０．４〜１．５％を限定範囲とした。
【００３７】
Ｐ、Ｓは母材靭性、ＨＡＺ靭性等からともに少ない方が良いが、工業生産的な制約もあり、それぞれ０．０１５％、０．０１％を上限とした。
【００３８】
Ａｌは脱酸のため添加するが、添加量が多いいとアルミナ系の非金属介在物が増加して、鋼の清浄性を劣化させるので０．０５％が上限である。
【００３９】
Ｏは多すぎると鋼の清浄性を損なうため、０．００３５％が上限である。
【００４０】
Ｎは多すぎると鋳片製造時に表面割れが発生するため上限を０．００６％とした。
【００４１】
さらに基本となる元素以外の鋼成分の限定理由を以下に述べる。
【００４２】
ＴｉはＴｉ酸化物やＴｉ窒化物を生成して粒内のミクロ組織を微細化し、靭性を向上させるが、０．００５％未満では効果が少なく、０．０２％超ではＴｉの炭化物を生成し易くなり、ＮｂやＶは鋼の強度を増加させる有用な元素であるが、Ｎｂが０．０６％超、Ｖが０．０４％超の添加は溶接熱影響部の靭性を損なうためそれぞれ０．０６％、０．０４％を上限とした。Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏは鋼の強度や靭性に有用な元素であるが、多すぎると溶接熱影響部の靭性を損なうため、それぞれ０．３％、０．３％、０．７％を上限の値とした。
【００４３】
【実施例】
転炉−連続鋳造−厚板工程で種々の鋼成分の厚鋼板を製造し、レーザ切断試験を実施した。レーザ切断条件は板厚により異なり以下の通りである。
板厚１６ｍｍ：出力６ｋｗ、連続切断、切断速度／１．４ｍ／ｍｉｎ
板厚ｌ９ｍｍ：出力４．５ｋｗ、パルス切断（周波数５００Ｈｚ、デューティ、７０％）、切断速度／１．１ｍ／ｍｉｎ
板厚２２ｍｍ：出力５．０ｋｗパルス切断（周波数５００Ｈｚ、デューティ、７０％）、切断速度／ｌ．０ｍ／ｍｉｎ
板厚２２ｍｍ：出力５．０ｋｗパルス切断（周波数５００Ｈｚ、デューティ、７０％）、切断速度／０．７ｍ／ｍｉｎ
【００４４】
表１に供試材に用いた鋼組成を、表２に製造条件、スケール性状、レーザー切断性を、そして、表３に評価ランクを示す。
【００４５】
本発明で製造した鋼板（本発明鋼）はスケールボイド率とスケール剥離割合の合計が１５％以下で、レーザ切断性が良好である。
【００４６】
これに対し、比較鋼はいずれもレーザ切断性が悪い結果である。
【００４７】
比較鋼１６は製造法が発明鋼と同じであるためスケール性状は良好であるが、Ｃが低く、Ｍｎが高すぎるためレーザ切断性が悪い。
【００４８】
比較鋼１７もは製造法が発明鋼と同じであるためスケール性状は良好であるが、Ｃが高すぎるためレーザ切断性が悪い。
【００４９】
比較鋼１８、１９、２０は鋼成分は発明鋼と同じであるが、製造方法のスラブ加熱温度が高すぎ、圧延終了温度も異なるためスケール性状が悪く、レーザ切断性が悪い結果であった。
【００５０】
【表１】
【表２】
【表３】
【発明の効果】
本発明によれば、建設機械、建築、橋梁分野等で使用されるレーザ切断性が優れた厚鋼板が容易に製造できるという顕著な効果を奏する。
【図面の簡単な説明】
【図１】スケール性状とレーザ切断時のスケール剥離挙動との関係を示す図である。
Claims (4)
- 質量％で、
Ｃ：０．０６〜０．３％、
Ｓｉ：０．５％以下、
Ｍｎ：０．４〜１．５％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．０５％以下、
Ｏ：０．００３５％以下、
Ｎ：０．００６％以下
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を連続鋳造法によってスラブとし、その後１１００℃以下の温度に再加熱後、圧延開始時にデスケーリングによりスケールを排除し、圧延をＴａ±２０℃の温度で終了し、その後放冷して鋼板のスケール中の空孔（ボイド）率とスケールと地鉄界面の剥離割合の合計が１５％以下とすることを特徴とするレーザ切断性が優れた厚鋼板の製造法。
ここで、Ｔａ＝１．２５Ｔｓ−４４０（℃）
Ｔａ：圧延終了温度（℃） Ｔｓ：スラブ加熱温度（℃） - 質量％で、
Ｃ：０．０６〜０．３％、
Ｓｉ：０．５％以下、
Ｍｎ：０．４〜１．５％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．０５％以下、
Ｏ：０．００３５％以下、
Ｎ：０．００６％以下
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を連続鋳造法によってスラブとし、その後１１００℃以下の温度に再加熱後、圧延開始時にデスケーリングによりスケールを排除し、圧延をＴａ±２０℃の温度で終了し、その後水冷して鋼板のスケール中の空孔（ボイド）率とスケールと地鉄界面の剥離割合の合計が１５％以下とすることを特徴とするレーザ切断性が優れた厚鋼板の製造法。
ここで、Ｔａ＝１．２５Ｔｓ−４４０（℃）
Ｔａ：圧延終了温度（℃） Ｔｓ：スラブ加熱温度（℃） - 質量％で、
Ｃ：０．０６〜０．３％、
Ｓｉ：０．５％以下、
Ｍｎ：０．４〜１．５％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．０５％以下、
Ｏ：０．００３５％以下、
Ｎ：０．００６％以下
を含有し、
Ｔｉ：０．０２％以下、
Ｎｂ：０．０６％以下、
Ｖ：０．０４％以下、
Ｎｉ：０．３％以下、
Ｃｕ：０．３％以下、
Ｍｏ：０．７％以下
の内の１種または２種以上を更に加え、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を連続鋳造法によってスラブとし、その後１１００℃以下の温度に再加熱後、圧延開始時にデスケーリングによりスケールを排除し、圧延をＴａ±２０℃の温度で終了し、その後放冷して鋼板のスケール中の空孔（ボイド）率とスケールと地鉄界面の剥離割合の合計が１５％以下とすることを特徴とするレーザ切断性が優れた厚鋼板の製造法。
ここで、Ｔａ＝１．２５Ｔｓ−４４０（℃）
Ｔａ：圧延終了温度（℃） Ｔｓ：スラブ加熱温度（℃） - 質量％で、
Ｃ：０．０６〜０．３％、
Ｓｉ：０．５％以下、
Ｍｎ：０．４〜１．５％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．０５％以下、
Ｏ：０．００３５％以下、
Ｎ：０．００６％以下
を含有し、
Ｔｉ：０．０２％以下、
Ｎｂ：０．０６％以下、
Ｖ：０．０４％以下、
Ｎｉ：０．３％以下、
Ｃｕ：０．３％以下、
Ｍｏ：０．７％以下
の内の１種または２種以上を更に加え、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を連続鋳造法によってスラブとし、その後１１００℃以下の温度に再加熱後、圧延開始時にデスケーリングによりスケールを排除し、圧延をＴａ±２０℃の温度で終了し、その後水冷して鋼板のスケール中の空孔（ボイド）率とスケールと地鉄界面の剥離割合の合計が１５％以下とすることを特徴とするレーザ切断性が優れた厚鋼板の製造法。
ここで、Ｔａ＝１．２５Ｔｓ−４４０（℃）
Ｔａ：圧延終了温度（℃） Ｔｓ：スラブ加熱温度（℃）
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|---|---|---|---|---|
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