JP2005206938A - 構造用Ｆｅ−Ｃｒ系鋼板とその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】 熱間圧延ままで、巻き取り後コイルの全長全幅に亘って、引張強さが400〜500MPaの範囲である構造用Fe−Cr系鋼板とその製造方法を提案する。
【解決手段】 Ｃ：0.0025〜0.010mass％、Ｎ：0.0025〜0.010mass％、Ｃ＋Ｎ：0.015mass％以下、Si：0.01〜1.0mass％、Mn：0.01〜0.50mass％、Ｐ：0.04mass％以下、Ｓ：0.03mass％以下、Cr：６mass％以上10mass％未満、Cu：0.01〜1.0mass％、Ni：0.01〜1.0mass％、Ｖ：0.003〜0.20mass％、Al：0.05mass％以下、Nb：0.01〜0.15mass％、あるいはさらに、Mo：0.03〜1.0mass％を含有する鋼素材を、1100〜1280℃の温度に加熱し、930℃超の温度で熱間圧延を終了し、810℃超の温度で巻き取り後、800〜400℃間の平均冷却速度を２℃/min以下とすることにより、コイルの全長全幅に亘って引張強さが400〜500MPaの鋼板を得る。
【選択図】 図３

Description

本発明は、強度がＪＩＳ Ｇ ３１０１(１９９５)で規定されたＳＳ４００鋼並で、耐食性、耐久性、溶接性ならびに溶接部の特性が優れることが要求される橋梁や住宅構造物等の土木・建築構造物に用いられる構造用Fe−Cr系鋼板に関し、特に、巻き取り後のコイル内の強度ばらつきが小さく、溶接部の靭性に優れる構造用Fe−Cr系鋼板およびその製造方法を提案するものである。

土木・建築用構造物には、強度のほか、耐食性や耐久性が求められる。そのため、これら用途には、従来から、ＪＩＳ Ｇ ３１０１(１９９５)で規定されたＳＳ４００やＪＩＳ Ｇ ３１３６(１９９４)で規定されたＳＮ４００Ｂ等の普通鋼や、ＪＩＳ Ｇ ３１０６(１９９９)で規定されたＳＭ４９０等の高張力鋼、ならびに、これらの鋼材に塗装やめっき、カチオン電着塗装等の処理を施した材料が用いられている。一方、近年では、設計の多様化や環境問題への意識の高まりに伴い、各種材料を用いることが検討されている。それらの中で、耐食性や意匠性に優れたFe−Cr系の鋼は、めっき処理や防錆塗装、穴あけや溶接後のタッチアップ処理等の発銹に対する保守作業がほとんど必要ないため、ライフサイクルコスト(ＬＣＣ)の点から非常に魅力的な材料である。

上記Fe−Cr系鋼の中で、土木・建築用構造材料として最も検討がなされている材料は、強度や耐食性、溶接の容易さ、溶接部靭性、汎用性等の観点から使用実績が最も多い、ＪＩＳ Ｇ ４３２１(２０００)で規定されたＳＵＳ３０４Ａに代表されるオーステナイト系ステンレス鋼である。このオーステナイト系ステンレス鋼は、強度、耐食性、耐火性および溶接部靭性等の特性において、土木・建築用材料として十分満足し得る特性を有している。しかしながら、オーステナイト系ステンレス鋼は、NiやCr等の合金元素を多量に含有しているため、普通鋼に比べて格段に高価であり、従来の普通鋼や高張力鋼およびそれにめっき処理や塗装処理を施した汎用材の代替として使用するのは難しく、適用範囲が極めて狭いという問題があった。

この問題に対しては、高価なNiを含まず、かつ、Cr含有量が比較的少ないＳＵＳ４１０やＳＵＳ４１０Ｓ(ＪＩＳ Ｇ ４３０４(１９９９))に代表されるマルテンサイト系ステンレス鋼を改良して、土木・建材用として用いることが検討されている。マルテンサイト系ステンレス鋼は、高Cr合金で問題となるσ脆性や475℃脆性等の心配がなく、さらにオーステナイト系ステンレス鋼で問題となる塩化物を含む環境下での応力腐食割れの心配もないという優れた特性を有する。

上記検討例として、例えば、特許文献１には、Cr：10〜18wt％、Ni：0.1〜3.4wt％、Si：1.0wt％以下およびMn：4.0wt％以下を含有し、さらにＣ：0.03wt％以下、Ｎ：0.02wt％以下に低減して、溶接熱影響部にマッシブマルテンサイト組織を生成させることによって、溶接部の特性を向上させた溶接構造用マルテンサイト系ステンレス鋼が開示されている。また、特許文献２には、Cr：10〜13.5wt％、Si：0.5wt％以下およびMn：1.0〜3.5wt％を含有し、Ｃ：0.02wt％以下、Ｎ：0.02wt％以下に低減した上で、さらにNiを0.1wt％未満に制限することによって、溶接前後における予熱、後熱処理を不要とした溶接部の靭性および加工性に優れる構造用マルテンサイト系ステンレス鋼が開示されている。また、特許文献３には、Crを８mass％超15mass％未満の範囲で含有するFe−Cr合金に、特に、Co，Ｖ，Ｗを複合して添加することにより、Ni，Cu，Cr，Moなどの増量や、Ti，Nbの添加、さらにはＣ，Ｎの過度の低減をすることなく耐初期発錆性、加工性および溶接性を改善する技術が開示されている。しかしながら、特許文献１，２に開示された鋼材は、熱間圧延のままでは強度が高すぎるため、熱延後に焼鈍を行う必要があり、コストや納期の面で問題を残していた。また、特許文献３の技術は、Co，Ｖ，Ｗの複合添加が必須であり、かつ軟質化のためには熱延板焼鈍を推奨しているものである。

そこで、合金元素の低減や熱延板焼鈍の省略等により低コスト化を図る技術の開発が行われている。例えば、特許文献４には、Cr：８〜16wt％、Si：0.05〜1.5wt％、Mn：0.05〜1.5wt％を含有し、Ｃ：0.005〜0.1wt％、Ｎ：0.05wt％以下、Ｃ＋Ｎ：0.1wt％以下に低減した鋼素材を、1100〜1250℃に加熱し、800℃以上で熱間圧延を終了し、700℃以上で巻き取った後、室温までの平均冷却速度５℃/min以下で冷却することにより、熱延板焼鈍を省略する技術が開示されている。
特公昭51−013463号公報 特公昭57−028738号公報 特開2002−053938号公報 特開平11−302737号公報

しかし、特許文献４の技術においても、コイル端部の硬質化に対する方策が十分に講じられていない。そのため、コイル長手方向端部(先端部および後端部)や幅方向端部(エッジ部)では、熱間圧延中および巻き取り後に過度に冷却されて硬質化し、コイル内での材質のばらつきが大きく、歩留まりが低いという問題がある。端部の硬質部を軟質化し、材質のばらつきをなくすためには、熱延板焼鈍を施すことが有効であるが、製造コストの上昇を招くほか、焼鈍温度が高過ぎると、結晶粒や炭窒化物が粗大化して靭性が低下するおそれがある。このように、従来技術で製造されたFe−Cr系鋼板は、熱延のままでは、熱延コイルの先後端部や幅方向端部(エッジ部)での硬化が著しく、このような強度上昇の大きい部分は切捨てて使用せざるを得ないため、歩留まりの低下を招いていた。

本発明の目的は、従来技術が抱える上記問題点を解決し、熱間圧延のまま、すなわち熱延板焼鈍なしの状態で、コイルの全長全幅に亘って引張強さが400〜500MPaの範囲であり、しかも歩留まりよく安価に製造が可能な構造用Fe−Cr系鋼板とその製造方法を提案することにある。

発明者らは、土木・建築構造物に用いた場合に低コストでかつ十分な耐食性が得られる、Cr含有量が６mass％以上10mass％未満のFe−Cr系鋼に着目し、このFe−Cr系鋼の熱延鋼板の引張強度を、熱延のままでコイルの全長全幅に亘って400〜500MPaの範囲内に収める方法について検討した。その結果、何らかの方法によって、熱延後コイルの全ての位置における800〜400℃間の平均冷却速度を２℃/min以下とすることにより上記課題を達成し得ることを見出した。また、高温で巻き取り後、徐冷を行う製造方法では、上述した結晶粒、炭窒化物の粗大化に伴う鋼の靭性低下が問題となることがあるが、このような熱延後コイルの冷却速度が遅くなり過ぎることにより引き起こされる靭性低下は、Nbを適正範囲で添加することにより回避できることを見出し、本発明を完成させた。

上記知見に基づき開発された本発明は、Ｃ：0.0025〜0.010mass％、Ｎ：0.0025〜0.010mass％、Ｃ＋Ｎ：0.015mass％以下、Si：0.01〜1.0mass％、Mn：0.01〜0.50mass％、Ｐ：0.04mass％以下、Ｓ：0.03mass％以下、Cr：６mass％以上10mass％未満、Cu：0.01〜1.0mass％、Ni：0.01〜1.0mass％、Ｖ：0.003〜0.20mass％、Al：0.05mass％以下およびNb：0.01〜0.15mass％を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、引張強さが400〜500MPaであることを特徴とする構造用Fe−Cr系鋼板である。

なお、本発明の鋼板は、高い耐食性が要求される場合には、上記成分組成に加えてさらに、Mo：0.03〜1.0mass％を含有することが好ましい。

また、本発明は、Ｃ：0.0025〜0.010mass％、Ｎ：0.0025〜0.010mass％、Ｃ＋Ｎ：0.015mass％以下、Si：0.01〜1.0mass％、Mn：0.01〜0.50mass％、Ｐ：0.04mass％以下、Ｓ：0.03mass％以下、Cr：６mass％以上10mass％未満、Cu：0.01〜1.0mass％、Ni：0.01〜1.0mass％、Ｖ：0.003〜0.20mass％、Al：0.05mass％以下およびNb：0.01〜0.15mass％を含有する鋼素材を、1100〜1280℃の温度に加熱し、930℃超の温度で熱間圧延を終了し、810℃超の温度で巻き取り、コイル内部における800〜400℃間の平均冷却速度を２℃/min以下とすることを特徴とする構造用Fe−Cr系鋼板の製造方法を提案する。

本発明の鋼素材は、高い耐食性が要求される場合には、上記成分組成に加えてさらに、上記鋼素材の成分組成に加えてさらに、Mo：0.03〜1.0mass％を含有することが好ましい。

また、本発明の上記製造方法においては、粗圧延の少なくとも１パスを、1000℃超の温度で、30％以上の圧下率で行うことが好ましい。

さらに、本発明の上記製造方法においては、コイルの全ての位置における800〜400℃間の平均冷却速度を２℃/min以下とすること、その手段は、コイルの冷却を、保熱カバー、保熱ボックスあるいは保熱炉のいずれかを用いて行うことが好ましい。

本発明によれば、鋼板の成分組成と熱延条件および熱延後の冷却条件とを適正に組み合わせることによって、熱延ままの状態でＳＳ４００鋼並みの強度を有し、しかもコイル全長全幅に亘って軟質な構造用Fe−Cr系鋼板を得ることができる。そのため、本発明のFe−Cr系鋼板は、現有の製造ラインでも従来材と同じ条件で各種形鋼の製造に供することができる。また本発明のFe−Cr系鋼板は、各種の溶接によっても加工できるので、溶接構造用形鋼の製造に用いることができる。さらに、本発明のFe−Cr系鋼板は、土木・建築用の構造物に使用しても充分な耐食性と耐久性を有するので、ライフサイクルコストが低減でき、その工業的利用価値は極めて大きい。

本発明を開発する契機となった実験について説明する。
発明者らは、熱間圧延のままで、巻き取ったコイルの全長全幅にわたって強度を400〜500MPaの範囲とする方法の検討を行った。まず、コイルの冷却速度を正確に知るために、熱間圧延したコイルに熱電対を取り付け、コイル内各位置の温度の経時変化を測定した。そして、この測定結果を基に、巻き取り後のコイル内で最も冷却の遅い部分Ｔmax(以降「最高点」と称する。通常、コイルの肉厚・幅方向中央部近傍)と最も速く冷却する部分Ｔmin(以降「最冷点」と称する。通常、コイル最外巻きの幅方向両エッジ部)の温度変化の計算による予測を行った。一例として、重量：12300kg、コイル幅：1450mm、内径：760mmの熱延後のコイルを、850℃で巻き取った後、20℃の大気雰囲気下で放冷した場合についての計算結果を図１に示す。図１から明らかなように、コイルの最冷点Ｔminでは、わずか30分ほどで約400℃まで温度が低下しており、800〜400℃の間を約13℃/minという速い速度で冷却されていることが明らかになった。そのため、従来の鋼板では、冷却速度の速いコイル先後端部(内巻部や外巻部)や幅方向エッジ部では、マルテンサイト相やベイナイト相のような硬質な相が多く生成し、硬質化しているものと考えられた。

そこで、発明者らは、Cr含有量が６mass％以上10mass％未満の合金鋼についての連続冷却変態曲線(ＣＣＴ図)や等温変態曲線(ＴＴＴ図)等の金属学的データを収集し、冷却途中で保熱を行った場合の変態挙動について検討を行った。その結果、巻き取り後、コイル先後端部や幅方向エッジ部が400℃未満の温度に達する前に、何らかの手段で保熱を行えば、コイルの内部熱による復熱効果と保熱による徐冷効果とにより、熱間圧延ままでもコイル全長全幅に亘って800℃から400℃の間の平均冷却速度を２℃/min以下とすることができ、ひいては目標とする軟質化が達成できることを見出した。なお、本発明で言う平均冷却速度とは、800℃〜400℃の温度差400℃を、800℃から400℃まで冷却するのに要した全時間で除した冷却速度のことであり、冷却途中の一時的な冷却速度のことではない。

図２は、図１と同一条件で巻き取ってから30分経過した後のコイルに、保熱の１つの方法として、100mm厚の断熱材を内側にライニングした鉄製保熱カバーを被せた時の、コイル最高点Ｔmaxと最冷点Ｔminにおける温度の経時変化を計算した結果を示したものである。この図２から、保熱カバーを使用することにより、冷却速度の最も速いコイル最冷点Ｔminにおける800℃から400℃までの冷却時間を400分以上、即ち平均冷却速度を１℃/min以下にできることがわかる。

また、図３は、図２の冷却曲線と２℃/minで連続冷却した時の冷却曲線を、ＣＣＴ図に重ね合わせて示した図である。この図３から、800℃から400℃までの冷却時間を12000秒(200分)以上、即ち２℃/min以下の平均冷却速度とすれば、ベイナイト(図中：Ｂ)を生成することなく、軟質なフェライト(図中：Ｆ)単相組織が得られることがわかる。また、コイルの最冷点Ｔminにおいても、400℃未満に冷却される前に保熱を開始することで、硬質なマルテンサイト相(図中：Ｍ)の生成を完全に抑制し、さらに、保熱開始前の冷却で生成したベイナイトを保熱後の復熱による焼戻し効果により焼戻しベイナイトあるいはフェライト相に変態させ、軟質化できることがわかる。
以上のように、コイル巻き取り後、コイル最冷点Ｔminの温度が400℃未満に冷却される前に、何らかの保熱手段を適用し、鋼板の平均冷却速度を２℃/min以下とすることにより、コイル全長、全幅に亘って軟質なFe−Cr系鋼板を得られることがわかった。

次に、本発明のFe−Cr系鋼板の成分組成を上記範囲とする理由について説明する。
Ｃ：0.0025〜0.010mass％、Ｎ：0.0025〜0.010mass％およびＣ＋Ｎ：0.015mass％以下
本発明鋼の溶接熱影響部は、微細なマルテンサイト組織となるが、Ｃ，Ｎは、このマルテンサイト相の硬さに大きな影響を及ぼす。溶接熱影響部の靭性および加工性を改善し、溶接割れを防止するには、Ｃ，Ｎの低減が有効である。しかし、Ｃ，Ｎ含有量の過度の低減は、溶接熱影響部のマルテンサイト生成能を低下させる反面、粗大フェライトの生成を助長して溶接部の靭性を著しく低下させる。また、精錬コストの上昇も招く。そのため、Ｃ，Ｎの含有量は、それぞれ0.0025mass％以上とする。一方、Ｃ，ＮおよびＣ＋Ｎの含有量が過度に多くなると、溶接熱影響部に生成するマルテンサイト相の硬さが極端に高くなり脆性を劣化させる。そのため、Ｃ：0.010mass％以下、Ｎ：0.010mass％以下、Ｃ＋Ｎ：0.015mass％以下に制限する。好ましくは、Ｃ：0.003〜0.008mass％、Ｎ：0.003〜0.006mass％、Ｃ＋Ｎ：0.012mass％以下である。

Si：0.01〜1.0mass％
Siは、脱酸剤としてまた強化元素として添加する元素である。含有量が0.01mass％未満では十分な脱酸効果が得られず、一方、1.0mass％を超える過剰の添加は、靭性や加工性の低下を招くほか、溶接熱影響部のマルテンサイト生成能を低下させる。そのためSi量は0.01〜1.0mass％の範囲に制限する。好ましくは0.1〜0.5mass％の範囲である。

Mn：0.01〜0.50mass％
Mnは、オーステナイト(γ)相安定化元素であり、溶接熱影響部の組織を微細なマルテンサイト組織とし、溶接部の靭性改善に寄与する。しかし、過度に添加すると、熱延ままでの硬質相の割合が増加し、目標とする引張強度(400〜500MPa)が得られなくなる。また、Mnは、溶接の際、２相域加熱部に生成するマルテンサイトの硬さを上昇させて脆化を招くほか、MnＳを形成して耐食性を低下させる。そのため、Mn添加量の上限は0.50mass％に制限する。一方、Mnは、Siと同様、脱酸剤としても有用であるため、下限を0.01mass％とする。好ましくは、0.10〜0.50mass％の範囲である。

Ｐ：0.04mass％以下
Ｐは、熱間加工性や成形性、靭性を低下させるだけでなく、耐食性にも有害な元素である。特に、含有量が0.04mass％を超えると、その悪影響が顕著になるので、Ｐは0.04mass％以下に制限する。好ましくは0.030mass％以下である。

Ｓ：0.03mass％以下
Ｓは、Mnと結合してMnＳを形成し、耐食性や耐久性を低下させる。また、Ｓは、結晶粒界に偏析して粒界脆化を促進する有害元素でもあるので、極力低減することが好ましい。特に、含有量が0.03mass％を超えると、その悪影響が顕著になるので、Ｓの含有量は0.03mass％以下に制限する。好ましくは0.008mass％以下である。

Cr：６mass％以上10mass％未満
Crは、耐食性の改善に有効な元素であり、６mass％未満では土木・建築用構造物等として十分な耐食性を確保することが難しい。一方、Crを10mass％以上添加することは、コストの増加を招くほか、熱間圧延のままで所望の強度とすることが困難となる。よって、Cr添加量は６mass％以上10mass％未満の範囲とする。耐食性を重視する場合には、８mass％以上10mass％未満の範囲が好ましい。

Cu：0.01〜1.0mass％、
Cuは、耐食性を向上させるのに有効な元素であり、土木・建築構造物等の長寿命化を図る目的で添加する。しかし、0.01mass％未満の添加では添加効果が乏しく、一方、1.0mass％を超える過度の添加は、コストの増加を招くほか、熱間割れ感受性を高めて熱延時に脆化を起こすおそれがある。そのため、Cuは0.01〜1.0mass％の範囲とする。なお、耐食性と耐熱間割れ性および加工性とを両立させる観点からは、Cuは、0.1〜0.7mass％の範囲とするのが好ましい。

Ni：0.01〜1.0mass％
Niは、延性や靭性を向上させるのに有効な元素である。本発明では、特に溶接熱影響部の靭性を向上させ、耐錆性を改善するために添加する。さらに、Niは、Cu添加に起因した熱間圧延中の脆性割れの防止にも効果がある。しかし、含有量が0.01mass％未満では添加効果に乏しく、一方、1.0mass％を超えると添加効果が飽和するだけでなく、素材の硬質化やコストの上昇を招く。よって、Niは0.01〜1.0mass％の範囲に限定する。母材の強度と溶接熱影響部の靭性を両立する上で好ましい範囲は、0.05〜0.4mass％である。

Ｖ：0.003〜0.20mass％
Ｖは、適量添加することにより、溶接を行った際の溶接熱影響部の脆化を防止すると共に、フェライト結晶粒の粗大化を防止することができる。しかし、添加量が0.003mass％未満では、上記添加効果が十分でなく、一方、0.20mass％を超えて添加すると、溶接熱影響部のマルテンサイト生成能が著しく低下し、溶接部の靭性が低下する。また、熱延のままで所望の引張強度(400〜500MPa)を得ることが困難となる。そのため、Ｖは0.003〜0.20mass％の範囲で添加する。好ましくは0.005〜0.15mass％である。

Al：0.05mass％以下
Alは、脱酸剤として有用な添加元素であり、また、鋼板の曲げ加工性の改善にも有効に寄与する。その効果を得るためには0.003mass％以上添加することが好ましい。しかし、Al含有量が0.05mass％を超えると、介在物が多くなって機械的性質の劣化を招く。よって、Alは0.05mass％以下に制限する。なお、このAlは、SiやMn等の他の成分による脱酸で鋼中酸素が十分に低減できる場合には、特に含有されていなくてもよい。

Nb：0.01〜0.15mass％
Nbは、本発明においては極めて重要な元素である。本発明のFe−Cr系鋼板は、熱延コイルに巻き取り後の過度の保熱によって、800〜400℃の平均冷却速度が15℃/hr(0.25℃/min)以下となると、フェライト結晶粒と炭窒化物の粗大化が起こり、靭性が著しく低下することがある。この靭性の低下を防止するには、適量のNb添加が有効であり、このNb添加によって靭性の低下を完全に防止することができる。これは、熱延中に析出した微細かつ安定なNb(Ｃ，Ｎ)のピン止め効果により、保熱中に起きる結晶粒および炭窒化物の粗大化が防止されたことによるものと考えられる。しかし、添加量が0.01mass％未満ではその効果に乏しく、一方、0.15mass％を超えると高強度化し、熱延ままで引張強度を400〜500MPaとすることができなくなる他、加工性が低下する。また、溶接熱影響部では、マルテンサイト組織が得られなくなり、靭性が低下する。強度と靭性および溶接性とのバランスから、Nbの好適な添加範囲は0.02〜0.10mass％である。

本発明においては、上記必須成分以外に、Moを下記の範囲で添加することができる。
Mo：0.03〜1.0mass％
Moは、耐食性の改善に有効な元素であり、本発明では、必要に応じて添加することができる。その効果を得るためには、0.03mass％以上添加することが好ましい。しかし、1.0mass％を超えて添加すると、加工性が著しく低下するほか、熱延ままでは、目的とする引張強度(400〜500MPa)が得られなくなるため、添加量は1.0mass％以下に制限することが好ましい。なお、耐食性と強度・加工性のバランスという観点からは、0.1〜0.5mass％の範囲がより好ましい。
なお、本発明の鋼板は、上記の成分以外に、耐初期錆性を向上するために、Coおよび／またはＷを、Co：0.01〜0.5mass％、Ｗ：0.001〜0.05mass％の範囲で含有することができる。

次に、本発明に係るFe−Cr系鋼板の強度特性について説明する。
本発明の鋼板は、引張強さが、熱延コイルの全長全幅に亘って400〜500MPaの範囲であることが必要である。引張強さを400〜500MPaの範囲に限定する理由は、従来、土木・建築構造に用いられてきた形鋼は、ＳＳ４００鋼クラスの鋼材であるが、その生産ラインをそのまま活用するためには、前記ＳＳ４００鋼と同程度の強度と加工性を有するものであることが必要だからである。すなわち、引張強さが500MPaを超えると、形鋼の生産ラインの加工負荷が増加し、設備の増強が必要となる他、加工性も劣化するので好ましくない。一方、400MPaを下回ると、形鋼に成形加工する際に過度の変形が生じる他、構造材として必要な強度が得られなくなる。また、上記引張強さが得られる範囲を、コイル全長全幅とする理由は、この要求が満たされない部分は削除して使用する必要があるため、歩留まり低下を招くからである。

また、本発明の鋼板は、その適用分野が土木・建築構造用であり、極寒冷地での使用においても、十分な耐衝撃性を有していることが求められる。そのような場合を考慮して、本発明の鋼板は、−50℃におけるシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーｖＥ_-50は、100Ｊ／cm²以上であることが好ましい。

次に、本発明に係るFe−Cr系鋼板の製造方法について説明する。
上記成分組成に調整した鋼を、転炉または電気炉等の通常公知の方法で溶製したのち、真空脱ガス(ＲＨ)法、ＶＯＤ(Vacuum Oxygen Decarburization)法、ＡＯＤ(Argon Oxygen Decarburization)等の公知の方法で２次精練し、次いで、連続鋳造法あるいは造塊−分塊圧延法で鋼スラブ(鋼素材)とするのが好ましい。なお、不可避的不純物のレベルを低減するためには、スクラップの選別等、適正な原料選択を行うことが望ましい。また、鋼スラブの厚さは、後述する熱間粗圧延での圧下率を確保するためには、100mm以上とするのが好ましい。

次いで、上記鋼スラブを1100〜1280℃の温度に加熱し、熱間圧延して熱延鋼板とする。上記スラブ加熱温度は、熱延コイルを巻き取り後、自己焼鈍により軟質化を図るためには高いほど好ましいが、1280℃を超えるとスラブ垂れが著しくなり、また結晶粒が粗大化して熱延鋼板の靭性が低下するため好ましくない。一方、1100℃未満の加熱温度では、熱間圧延の仕上圧延の終了温度(ＦＤＴ)を930℃超えとすることが困難となるからである。好ましいスラブ加熱の温度範囲は、1100〜1250℃である。

熱間圧延の粗圧延の工程では、1000℃超の温度域で圧下率が30％以上となる圧延を少なくとも１パス以上行うことが好ましい。この強圧下圧延によって熱延鋼板の結晶組織を微細化することができ、後述するコイル巻き取り後の保熱により引き起こされ、特にコイル中央部において問題となるフェライト粒の粗大化による靭性の低下を補うことができる。また、粗圧延での１パス当たりの圧下率の上限値は、表面性状を悪化する虞を考慮し、60％以下とするのが好ましい。

また、粗圧延における上記強圧下圧延は、溶接時にフェライト(α)＋オーステナイト(γ)の２相域に加熱される部分の靭性向上に対しても効果がある。というのは、２相域に加熱された溶接熱影響部に発生するマルテンサイトは、鋼板のフェライト結晶粒界に生成するが、このマルテンサイトが過度に硬質化すると割れの起点となり脆性が低下する。そこで、マトリックスとなるフェライト組織を微細化し、フェライト相の靭性を向上させておけば、亀裂の伝播が抑えられて脆化を抑制することができるからである。本発明の鋼板は、1000℃超の温度ではオーステナイト単相であるが、粗圧延で、圧下率が30％以上の圧延を少なくとも１パス以上行うことにより、フェライト相の生成サイトを増加させて結晶粒を微細化することができる。また、粗圧延の温度を1000℃超とするのが好ましい理由は、仕上圧延終了温度を930℃超えとするためでもある。

熱間粗圧延に続く仕上圧延における圧延終了温度は930℃超え、熱延後コイルの巻取温度は810℃超えとする必要がある。というのは、本発明では、熱延コイルを巻き取り後、自己焼鈍を利用して軟質化を促進する。そのためには、コイルの巻取温度を810℃超えとする必要があり、この巻取温度を確保するためには、仕上圧延の終了温度を930℃超えとする必要があるからである。また、仕上圧延終了温度を930℃超えとすることにより、α＋γ２相域での圧延による加工フェライトの導入を防止することができる。さらに、コイル巻取温度を810℃超とする理由は、巻き取り後のコイル内部を高温に保つことにより、保熱による復熱効果を高め、特に、保熱開始時におけるコイルの全部分の温度を400℃以上とし、上記自己焼鈍による軟質化をより効果的に促進するためでもある。なお、結晶粒粗大化による靭性低下を防止するため、圧延終了温度、巻取温度はそれぞれ1100℃未満、950℃未満とすることが望ましい。

次に、本発明では、熱延、巻き取り後のコイル内部の平均冷却速度を２℃/min以下とする、すなわち、巻き取り後のコイルの800から400℃までの冷却時間を200分以上とすることが必要である。この平均冷却速度を確保することにより、鋼板組織をフェライト単相(一部炭窒化物)、焼戻しベイナイト単相あるいは焼戻しベイナイト＋フェライト組織のいずれかの組織とすることができ、ひいては硬質なマルテンサイト相の生成を完全に抑えることが可能となり、目的とする均一な鋼板強度(ＴＳ：400〜500MPa)を得ることができる。ここで、上記のコイル内部の冷却速度とは、コイル長手方向の中央部でかつ板幅方向エッジ部から50mm以上内側の部分での冷却速度を意味する。また、この部分の冷却速度の測定方法は、熱電対をコイル内に挿入して行うのが最も確実であるが、コイル外部温度から計算により推定することもできる。

ところで、巻き取り後のコイルの平均冷却速度を２℃/min以下とすることは、上記コイル内部であれば、比較的容易に達成することができる。しかし、コイルの先端部(内巻部)や後端部(外巻部)およびコイルの幅方向エッジ部では、平均冷却速度が２℃/minより速くなり易く、容易にベイナイト相やマルテンサイト相が生成して硬質化する。そのため、従来、コイルのこの部分は切除されて使用されており、歩留まり低下の原因となっている。

この問題への対応策として、本発明は、巻き取り後のコイルの最冷点が400℃未満に冷却される前に何らかの手段で保熱を開始し、この保熱による復熱効果を利用して、実質的にコイル内の全ての位置における800〜400℃間の冷却時間を200分以上、平均冷却速度を２℃/min以下とする方法を提案する。この保熱を行うことにより、コイルの最冷点を十分に焼き戻すことができるので、コイル全長全幅に亘って目的の強度とすることができる。好ましくは、コイル内の全ての位置における平均冷却速度を１℃/min以下とするのがよい。なお、上記コイルの最冷点は、一般に、コイル最外巻きの幅方向両エッジ部に相当する部分である。そこで、この部分に熱電対を溶接等により取り付けることにより、冷却速度を測定することができる。また、放射温度計を用いて測温をしてもよい。

保熱を行う方法としては、例えば、図４に示したような鉄製の箱の内側に断熱材をライニングした保熱カバーをコイルに被せる方法、ピット状の穴を掘り、内壁に断熱材を貼り付けた保熱ボックスに納める方法、さらには、加熱機能をもった保熱炉を用いるなど種々の方法が適用でき、実施者が有している製造設備に応じて好ましい保熱手段を採用することができる。なお、コイル下部からの冷却を配慮し、下面にも断熱材を配置することが好ましい。また、冷却が著しいコイルの先後端部や幅両エッジ部に対しては、誘導加熱等による加熱手段を併用してもよい。

なお、本発明における保熱は、巻き取り後コイルの全位置における800〜400℃間の冷却時間を200分以上とし、平均冷却速度を２℃/min以下とすれば、その後のコイルの冷却については特に規定されない。そのため、そのまま継続して徐冷してもよいが、冷却時間を短縮し、生産性を向上する観点からは、保熱装置により800〜400℃間の平均冷却速度を２℃/min以下として200分以上冷却した後は、コイルの各部が400℃以下に冷却される前に保熱装置を取り外して放冷し、冷却時間を短くすることもできる。

上記の保熱方法を採用することにより、熱延板焼鈍を行うことなく熱間圧延のままで、コイルの全長全幅に亘って引張強さを400〜500MPaの範囲に収めることができる。その結果、従来技術で問題となっていたコイル先後端の切り捨てや幅方向エッジ部のトリミングによる歩留まり低下を抑えることができ、コスト低減が可能となる。また、引張強さをＳＳ４００鋼と同等とすることができるので、曲げ加工や穴あけ加工等の加工を、これまでの製造ラインをそのまま使用して行うことができる。

また、従来、巻き取り後のコイルを保熱して緩冷却を行った場合には、フェライト結晶粒と炭窒化物の粗大化により靭性が著しく低下するという問題があったが、本発明の鋼板は、素材成分として適量のNbを添加しているため、この靭性の低下を完全に防止することができる。そのため、本発明の鋼板は、保熱により冷却速度が過度に低下して15℃／hr(0.25℃/min)以下となっても、靭性が低下しない。その結果、保熱時の温度制御を精密に行う必要がないほか、断熱装置を設計する上での自由度が広がるという効果も得られる。

保熱により徐冷した本発明の鋼板は、熱間圧延のままの状態で使用してもよいが、その後必要に応じて、スキンパス圧延による形状矯正やショットブラスト、酸洗等による脱スケールを行い、あるいはさらに、研磨等により所望の表面性状に調整してから用いてもよい。なお、耐食性を向上するためには、ショットブラストによる機械的なスケール除去を行い、その後、脱クロム層を完全に除去する目的で、スケール／鋼板界面下の鋼板表面を10μm以上酸洗除去することが好ましい。また、必要に応じて、防錆剤等を塗布してから使用することも可能である。なお、酸洗を行う場合には、スケールおよびスケール直下の鋼板に存在する脱クロム層を改質し、酸洗性を改善する目的で、熱延板焼鈍を付加的に行ってもよい。

上記製造方法により得られる本発明の鋼板は、熱間圧延のままの状態で優れた加工性と靭性を具備するため、曲げ加工やロールフォーミング等によって製造される各種形状の形鋼に用いることができ、土木・建築用構造材、中でも住宅構造用の形鋼に用いて好適である。また、本発明の鋼板は、溶接熱影響部の脆化を生じないという優れた特性も有する。そのため、アーク溶接等の溶接によって組み立てられる形鋼の素材として用いることができ、さらに誘導加熱や直接通電加熱による電気抵抗溶接法によって成形加工される溶接軽量Ｈ形鋼や電縫溶接(ＥＲＷ)管、角パイプ等の素材としても好適である。さらに、本発明の鋼板は、上記特性を活かして、コンテナ、コールワゴン、バスフレームといった各種構造用材料としても用いることができる。

表１に示す成分組成を有する鋼を、転炉−２次精練工程を経て溶製し、連続鋳造法で200mm厚のスラブとし、これらのスラブを1170〜1220℃に再加熱後、表２に示したように６パス目の圧下率を20〜40％、他パスの圧下率を30％未満とする計７パスの粗圧延を行い、その後、仕上圧延終了温度が950〜1050℃となる７パスの連続仕上圧延により、6.0mm厚の熱延鋼板とし、815〜910℃の温度で巻き取って熱延コイルとした。巻き取り後の熱延コイルは、断熱材を敷き詰めた保熱ヤードへ搬送し、図４に示したような150mm厚の断熱材を内側にライニングした保熱カバーを被せて保熱を行い徐冷すると共に、冷却速度の測定を行い、その結果を、表２に示した。なお、コイルの冷却速度の測定は、コイルの最外巻きの端部(エッジ部)近傍およびコイル内部に熱電対を溶接あるいは挿入して行った。また、一部のコイルについては、コイル単重を調整しあるいは保熱カバーの断熱材の厚さを変えることで、冷却速度を変化させた。さらに、一部のコイルに対しては、保熱開始後、コイル各部の温度が400℃未満に達する前に保熱カバーを取り外して放冷を行った。

上記のようにして得た各種熱延コイルの最外巻きから試験用サンプルを採取し、幅方向エッジ部および板幅方向1／4部から、圧延方向に平行なＪＩＳ ５号試験片を切り出し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して引張試験を行い、0.2％耐力、引張強さおよび伸びを測定した。また、最外巻き板幅方向1／4部については、ＪＩＳ Ｚ ２２０２に準拠した２mmＶノッチの衝撃試験片(試験片幅５mmのサブサイズ試験片)を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠して−50℃でのシャルピー衝撃試験を行い、吸収エネルギーｖＥ_-50(Ｊ／cm²)を測定した。

上記引張試験、衝撃試験の結果を表３に示した。この結果から、本発明に従い、保熱カバーを被せて徐冷した発明例の鋼板は、コイル最外巻きの板幅方向1/4部においても、ＳＳ４００鋼やＳＮ４００Ｂ並みの400〜500MPaの引張強さを有しており、特に最冷点であるコイル最外巻きの幅方向エッジ部近傍の最冷点においても硬質化がほとんど起きず、目的とする強度と靭性が得られている。これに対し、成分組成範囲が本発明内にあるが、冷却条件が本発明範囲より速い比較例のNo.１０，１１では、コイル最外巻き部の軟質化が得られていない。また、No.１４はＣとＣ＋Ｎが高い比較例、No.１５はＮとＣ＋Ｎが高い比較例、No.１６はＣ＋Ｎが高い比較例であるが、いずれもコイル最外巻き部は高強度化しており、靭性も低い。さらに、No.１７はCu含有量が多い比較例、No.１８はＶ含有量が多い比較例、No.１９は、Mn含有量が多い比較例であるが、いずれも最外巻き部は所望の鋼板強度より高い値となっており、靭性も低い。No.２０は、Nb含有量が本発明の範囲に満たないため、保熱して徐冷した後の靭性の低下が著しく、また、板幅1／4部では所望の引張強度が得られていない。一方、No.２１は、Nb含有量が本発明の範囲を超えているため、徐冷を行っても強度が高く、靭性も低い。

本発明の成分を有する鋼は、熱間圧延により製造する熱延鋼板以外に、厚鋼板や形鋼さらには棒鋼といった土木・建築分野において利用される種々の鋼材へも適用することができる。

巻き取り後の熱延コイルの温度履歴を計算した結果の一例を示すグラフである。 巻き取り後の熱延コイルに保熱カバーを被せた際の温度履歴を計算した結果の一例を示すグラフである。 図２の冷却曲線と２℃/minの冷却曲線をＣＣＴ図に重ねて示したグラフである。 保熱カバーの一例を示す図である。

Claims (7)

1. Ｃ：0.0025〜0.010mass％、
   Ｎ：0.0025〜0.010mass％、
   Ｃ＋Ｎ：0.015mass％以下、
   Si：0.01〜1.0mass％、
   Mn：0.01〜0.50mass％、
   Ｐ：0.04mass％以下、
   Ｓ：0.03mass％以下、
   Cr：６mass％以上10mass％未満、
   Cu：0.01〜1.0mass％、
   Ni：0.01〜1.0mass％、
   Ｖ：0.003〜0.20mass％、
   Al：0.05mass％以下および
   Nb：0.01〜0.15mass％
   を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、引張強さが400〜500MPaであることを特徴とする構造用Fe−Cr系鋼板。
2. 上記成分組成に加えてさらに、Mo：0.03〜1.0mass％を含有することを特徴とする請求項１に記載の構造用Fe−Cr系鋼板。
3. Ｃ：0.0025〜0.010mass％、
   Ｎ：0.0025〜0.010mass％、
   Ｃ＋Ｎ：0.015mass％以下、
   Si：0.01〜1.0mass％、
   Mn：0.01〜0.50mass％、
   Ｐ：0.04mass％以下、
   Ｓ：0.03mass％以下、
   Cr：６mass％以上10mass％未満、
   Cu：0.01〜1.0mass％、
   Ni：0.01〜1.0mass％、
   Ｖ：0.003〜0.20mass％、
   Al：0.05mass％以下および
   Nb：0.01〜0.15mass％
   を含有する鋼素材を、1100〜1280℃の温度に加熱し、930℃超の温度で熱間圧延を終了し、810℃超の温度で巻き取り、コイル内部における800〜400℃間の平均冷却速度を２℃/min以下とすることを特徴とする構造用Fe−Cr系鋼板の製造方法。
4. 上記鋼素材の成分組成に加えてさらに、Mo：0.03〜1.0mass％を含有することを特徴とする請求項３に記載の製造方法。
5. 上記製造方法において、粗圧延の少なくとも１パスを、1000℃超の温度で、30％以上の圧下率で行うことを特徴とする請求項３または４に記載の製造方法。
6. 上記製造方法において、コイルの全ての位置における800〜400℃間の平均冷却速度を２℃/min以下とすることを特徴とする請求項３〜５のいずれか１項に記載の製造方法。
7. 上記製造方法において、コイルの冷却を、保熱カバー、保熱ボックスあるいは保熱炉のいずれかを用いて行うことを特徴とする請求項６に記載の製造方法。
   

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