JP2016056454A - 冷間加工性に優れた厚肉高強度鋼板の製造方法 - Google Patents
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
【課題】冷間加工性に優れた、引張強さ５５０ＭＰａ以上、板厚５０ｍｍ以上の厚肉高強度鋼板の製造方法の提供。
【解決手段】質量％で、C：0.05〜0.15％、Si：0.05％〜0.50％、Mn：0.80％〜2.0％、P：0.03％以下、S：0.02％以下、Al：0.003％〜0.060％、Ti：0.005〜0.050％、N：0.002〜0.010％を含有し、ならびに、Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下、Cr：0.50％以下、Mo：0.20％以下、Nb：0.050％以下、V：0.050％以下、B：0.0020％以下のうちの１種以上を含み、残部がFeおよび不純物からなり、かつ、PCMが0.17〜0.23％の化学組成を有する鋼素材を加熱後、750℃〜850℃の間で圧延を終了し、所定の冷却速度で水冷を実施する。
【選択図】なし
【解決手段】質量％で、C：0.05〜0.15％、Si：0.05％〜0.50％、Mn：0.80％〜2.0％、P：0.03％以下、S：0.02％以下、Al：0.003％〜0.060％、Ti：0.005〜0.050％、N：0.002〜0.010％を含有し、ならびに、Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下、Cr：0.50％以下、Mo：0.20％以下、Nb：0.050％以下、V：0.050％以下、B：0.0020％以下のうちの１種以上を含み、残部がFeおよび不純物からなり、かつ、PCMが0.17〜0.23％の化学組成を有する鋼素材を加熱後、750℃〜850℃の間で圧延を終了し、所定の冷却速度で水冷を実施する。
【選択図】なし
Description
本発明は、冷間加工性に優れた厚肉高強度鋼板の製造方法に関する。特に、建築、橋梁、タンク、圧力容器などの鉄鋼構造物用途に好適な、冷間加工性に優れた、引張強さ５５０ＭＰａ以上、板厚５０ｍｍ以上の厚肉高強度鋼板の製造方法に関する。
建築、橋梁、タンク、圧力容器などの鉄鋼構造物に用いられる厚鋼板は、強度が高く、靭性が優れていることはもちろん、それに加え、成形時の優れた加工性や溶接性も要求される。近年、それらの鋼材に対しては高強度化が求められ、５５０ＭＰａ級以上の厚肉高強度鋼板が多く用いられている。鋼材の高強度化に伴い、鋼材の加工における荷重の増大、また、加工性が低下する傾向にあり、加工性の改善に対する要望は多い。
従来の調質高張力厚鋼板やＴＭＣＰ厚鋼板などの溶接構造用厚鋼板は、高い強度を有するものの、加工性が劣っていた。このため、高い強度を有するとともに加工性に優れた厚鋼板が提案されている。
例えば、特許文献１には、冷間加工性に優れた高張力鋼板が開示されている。ここには、建築鋼構造物、圧力容器、その他の溶接鋼構造物に使用される鋼板を対象として、化学成分を特定範囲に規定し、かつ焼入れ臨界直径を規定することにより、冷間加工性に優れた引張強さ５０〜８０ｋｇｆ／ｍｍ２（４９０〜７８５ＭＰａ）の鋼板が開示されている。ここでは、４０ｍｍの板厚の厚鋼板が用いられている。
また、引用文献２には、建設機械や産業機械等に用いることのできる、曲げ加工性に優れた高張力厚鋼板が開示されている。ここには、化学成分を特定範囲に規定し、ＣｒとＭｏとＶの含有量の関係式を満足させ、さらに主たる金属組織をマルテンサイト組織と規定することによって、引張強さ１１５０ＭＰａ以上、７〜５０ｍｍの板厚の厚鋼板に対して、曲げ加工性を付与できるとしている。しかしながら、実施例に記載された厚鋼板の具体的な板厚は最大３０ｍｍに過ぎない。
しかしながら、上記特許文献１および２に記載された厚鋼板は、板厚が実質的に４０ｍｍ程度またはそれ以下の板厚の厚鋼板である。板厚が５０ｍｍ以上の厚鋼板については、その冷間加工性は実証されていない。
本発明は、上記現状に鑑みてなされたもので、その目的は、特に、建築、橋梁、タンク、圧力容器などの鉄鋼構造物用途に好適な、冷間加工性に優れた、引張強さ５５０ＭＰａ以上、板厚５０ｍｍ以上の厚肉高強度鋼板の製造方法を提供することにある。
本発明者らは、建築、橋梁、タンク、圧力容器などの鉄鋼構造物用途に好適な、冷間加工性に優れた厚肉高強度鋼板を開発することを目的に、鋼成分およびその製造方法について種々の実験を行なった結果、以下の(a)〜(d)に示す知見を得た。
(a) 化学成分の調整
建築、橋梁、タンク、圧力容器などの鉄鋼構造物に用いられる厚鋼板に要求される、強度と靱性と溶接性を付与するためには、C、Si、Mn、P、S、Al、Ti、Nの各成分元素をC：0.05〜0.15％、Si：0.05％〜0.50％、Mn：0.80％〜2.0％、P：0.03％以下、S：0.02％以下、Al：0.003％〜0.060％、Ti：0.005〜0.050％、N：0.002〜0.010％と規定することが必要である。ここで、TiとNはTiNを形成して、圧延組織の微細化に寄与するとともに溶接時に熱影響部の粗大化を抑制する。また、厚鋼板の強度を高めるために、Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下、Cr：0.50％以下、Mo：0.20％以下、Nb：0.050％以下、V：0.050％以下、B：0.0020％以下のうちの１種以上を含み、かつ、次の(1)式を満足する必要がある。
Cu＋Ni＋Cr＋Mo＋Nb/10＋V/10＋B/100≧0.03 ・・・(1)
ここで、式中の元素記号は鋼材中の各成分の含有量（質量％）を表す。
建築、橋梁、タンク、圧力容器などの鉄鋼構造物に用いられる厚鋼板に要求される、強度と靱性と溶接性を付与するためには、C、Si、Mn、P、S、Al、Ti、Nの各成分元素をC：0.05〜0.15％、Si：0.05％〜0.50％、Mn：0.80％〜2.0％、P：0.03％以下、S：0.02％以下、Al：0.003％〜0.060％、Ti：0.005〜0.050％、N：0.002〜0.010％と規定することが必要である。ここで、TiとNはTiNを形成して、圧延組織の微細化に寄与するとともに溶接時に熱影響部の粗大化を抑制する。また、厚鋼板の強度を高めるために、Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下、Cr：0.50％以下、Mo：0.20％以下、Nb：0.050％以下、V：0.050％以下、B：0.0020％以下のうちの１種以上を含み、かつ、次の(1)式を満足する必要がある。
Cu＋Ni＋Cr＋Mo＋Nb/10＋V/10＋B/100≧0.03 ・・・(1)
ここで、式中の元素記号は鋼材中の各成分の含有量（質量％）を表す。
(b) ＰＣＭの規定
厚鋼板に溶接性を付与するためには、特にTiとNの含有量を規定することに加えて、次の(2)式で定義されるＰＣＭを規定する必要がある。このＰＣＭは、溶接割れ感受性を表わすとともに、鋼材の焼入れ性、すなわち、母材の強度の確保しやすさを表わす指標ともなる。引張強さが５５０ＭＰａ以上の鋼材を得るためにはＰＣＭの値を０．１７％以上と規定する必要があり、また、溶接時の予熱を不要にするためにはＰＣＭの値を０．２３％以下と規定する必要があることが分かった。
PCM=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+5*B・・・(2)
ここで、式中の元素記号は鋼材中の各成分の含有量（質量％）を表す。
厚鋼板に溶接性を付与するためには、特にTiとNの含有量を規定することに加えて、次の(2)式で定義されるＰＣＭを規定する必要がある。このＰＣＭは、溶接割れ感受性を表わすとともに、鋼材の焼入れ性、すなわち、母材の強度の確保しやすさを表わす指標ともなる。引張強さが５５０ＭＰａ以上の鋼材を得るためにはＰＣＭの値を０．１７％以上と規定する必要があり、また、溶接時の予熱を不要にするためにはＰＣＭの値を０．２３％以下と規定する必要があることが分かった。
PCM=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+5*B・・・(2)
ここで、式中の元素記号は鋼材中の各成分の含有量（質量％）を表す。
(c) 鋼材の板厚方向の断面硬度のバラツキの規定
板厚方向の位置による硬度差が大きい場合には、曲げ加工をおこなった際に不均一変形によって表面に割れなどの欠陥が生じやすい。特に、板厚が厚い場合には硬度差が大きくなりやすいので、欠陥が顕著に現れることが分かった。本発明者らは、種々に実験と検討を重ねた結果、次の(3)式を満足させることによって、鋼材の表面または裏面に10％以上の周方向歪量が加わるような曲げ加工の場合にも、表面に割れなどの欠陥発生を抑制することができることを見いだした。
(Hvmax-Hvave)/Hvave≦0.40・・・(3)
ここで、Hvmaxは板厚方向断面のビッカース硬さの最大値を、そして、Hvaveは板厚方向断面のビッカース硬さの平均値を表す。
板厚方向の位置による硬度差が大きい場合には、曲げ加工をおこなった際に不均一変形によって表面に割れなどの欠陥が生じやすい。特に、板厚が厚い場合には硬度差が大きくなりやすいので、欠陥が顕著に現れることが分かった。本発明者らは、種々に実験と検討を重ねた結果、次の(3)式を満足させることによって、鋼材の表面または裏面に10％以上の周方向歪量が加わるような曲げ加工の場合にも、表面に割れなどの欠陥発生を抑制することができることを見いだした。
(Hvmax-Hvave)/Hvave≦0.40・・・(3)
ここで、Hvmaxは板厚方向断面のビッカース硬さの最大値を、そして、Hvaveは板厚方向断面のビッカース硬さの平均値を表す。
(d) 製造方法
上記の冷間加工性に優れた厚肉高強度鋼板は、次の手順により圧延終了後に直接焼入れを行うことで製造することができることが分かった。なお、焼入れ後に６５０℃以下の温度で焼戻しを行ってもよい。
上記の冷間加工性に優れた厚肉高強度鋼板は、次の手順により圧延終了後に直接焼入れを行うことで製造することができることが分かった。なお、焼入れ後に６５０℃以下の温度で焼戻しを行ってもよい。
すなわち、鋼素材であるスラブ（鋼塊）を900〜1200℃に加熱することで均一組織とした後、圧延を開始し、強度と靱性を確保するために、750℃〜850℃の間で圧延を終了させる。板厚が５０ｍｍ以上の厚鋼板においては、直接焼入れにより高強度鋼を製造する場合には、表面および裏面側の冷却速度が中心部に比べて非常に大きくなって、表面および裏面側が硬くなり易くなるが、これを避けるために本発明者らは復熱を利用することを着想した。特に鋼板の表面温度が400℃以上の場合、鋼板表面と中心部の温度差が大きくなると硬度差は大きくなりやすく、また、その差は概ねPCM値により整理できることも分かった。そして、［650+成品厚(mm)×0.5］℃以上から400℃以下まで、表面温度が少なくとも２回以上３０℃以上の復熱を繰り返すように水冷し、かつ、鋼板表面の冷却速度と鋼板の厚み(t)の(1/4)t位置における冷却速度が、次の(4)式を満たすように水冷を実施すれば、強度確保と板厚方向の硬さの差の抑制が両立でき、(2)式、すなわち、(Hvmax-Hvave)/Hvave≦0.40を満足することができることを確認した。
CRS/CRQ≦17.5-50×PCM・・・(4)
ここで、
CRS=(TS1-TS2)/t1、
CRQ=(TQ1-TQ2)/t2、
TS1=水冷開始時における鋼板表面の温度(℃）、
TS2=復熱後の鋼板表面の最高温度がはじめて400℃以下となった時の鋼板表面温度（℃)、
TQ1=水冷開始時における鋼板の厚み(t)の(1/4)t位置の温度（℃)、
TQ2=400℃、
t1=水冷開始から、復熱後の鋼板表面の最高温度がはじめて400℃以下となるまでの所要時間（sec.）、
t2=水冷開始から、鋼板の厚み(t)の(1/4)t位置の温度が400℃になるまでの所要時間(sec.）を、それぞれ、表す。
CRS/CRQ≦17.5-50×PCM・・・(4)
ここで、
CRS=(TS1-TS2)/t1、
CRQ=(TQ1-TQ2)/t2、
TS1=水冷開始時における鋼板表面の温度(℃）、
TS2=復熱後の鋼板表面の最高温度がはじめて400℃以下となった時の鋼板表面温度（℃)、
TQ1=水冷開始時における鋼板の厚み(t)の(1/4)t位置の温度（℃)、
TQ2=400℃、
t1=水冷開始から、復熱後の鋼板表面の最高温度がはじめて400℃以下となるまでの所要時間（sec.）、
t2=水冷開始から、鋼板の厚み(t)の(1/4)t位置の温度が400℃になるまでの所要時間(sec.）を、それぞれ、表す。
本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は、下記(1)〜(3)に示す高強度鋼板の製造方法にある。
(1) 質量％で、C：0.05〜0.15％、Si：0.05％〜0.50％、Mn：0.80％〜2.0％、P：0.03％以下、S：0.02％以下、Al：0.003％〜0.060％、Ti：0.005〜0.050％、N：0.002〜0.010％を含有し、ならびに、Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下、Cr：0.50％以下、Mo：0.20％以下、Nb：0.050％以下、V：0.050％以下、B：0.0020％以下のうちの１種以上を含み、残部がFeおよび不純物からなり、かつ、次の(1)式を満足するとともに次の(2)式で定義されるP CM が0.17〜0.23％を満足する化学組成を有する鋼素材を900〜1200℃に加熱した後、圧延を開始し、750℃〜850℃の間で圧延を終了し、［650+成品厚(mm)×0.5］℃以上から400℃以下まで、表面温度が少なくとも２回以上３０℃以上の復熱を繰り返すように水冷し、かつ、鋼板表面の冷却速度と鋼板の厚み(t)の(1/4)t位置における冷却速度が、次の(4)式を満たすように水冷を実施することを特徴とする、引張強さ５５０ＭＰａ以上、板厚50mm以上の厚肉高強度鋼板の製造方法。
Cu＋Ni＋Cr＋Mo＋Nb/10＋V/10＋B/100≧0.03 ・・・(1)
P CM =C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+5*B・・・(2)
ここで、各式中の元素記号は鋼材中の各成分の含有量（質量％）を表す。
CRS/CRQ≦17.5-50×PCM・・・(4)
ここで、
CRS=(TS1-TS2)/t1、
CRQ=(TQ1-TQ2)/t2、
TS1=水冷開始時における鋼板表面の温度(℃）、
TS2=復熱後の鋼板表面の最高温度がはじめて400℃以下となった時の鋼板表面温度（℃)、
TQ1=水冷開始時における鋼板の厚み(t)の(1/4)t位置の温度（℃)、
TQ2=400℃、
t1=水冷開始から、復熱後の鋼板表面の最高温度がはじめて400℃以下となるまでの所要時間（sec.）、
t2=水冷開始から、鋼板の厚み(t)の(1/4)t位置の温度が400℃になるまでの所要時間(sec.）を、それぞれ、表す。
Cu＋Ni＋Cr＋Mo＋Nb/10＋V/10＋B/100≧0.03 ・・・(1)
P CM =C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+5*B・・・(2)
ここで、各式中の元素記号は鋼材中の各成分の含有量（質量％）を表す。
CRS/CRQ≦17.5-50×PCM・・・(4)
ここで、
CRS=(TS1-TS2)/t1、
CRQ=(TQ1-TQ2)/t2、
TS1=水冷開始時における鋼板表面の温度(℃）、
TS2=復熱後の鋼板表面の最高温度がはじめて400℃以下となった時の鋼板表面温度（℃)、
TQ1=水冷開始時における鋼板の厚み(t)の(1/4)t位置の温度（℃)、
TQ2=400℃、
t1=水冷開始から、復熱後の鋼板表面の最高温度がはじめて400℃以下となるまでの所要時間（sec.）、
t2=水冷開始から、鋼板の厚み(t)の(1/4)t位置の温度が400℃になるまでの所要時間(sec.）を、それぞれ、表す。
(2) さらに、質量％で、Sn：0.20％以下を含有することを特徴とする、上記(1)に記載の厚肉高強度鋼板の製造方法。
(3) さらに、650℃以下で焼戻しを行うことを特徴とする、上記(1)または(2)の厚肉高強度鋼板の製造方法。
本発明によれば、建築、橋梁、タンク、圧力容器などの鉄鋼構造物用途に好適な、冷間加工性に優れた、引張強さ５５０ＭＰａ以上、板厚５０ｍｍ以上の厚肉高強度鋼板の製造方法を提供することができる。
以下、本発明について詳細に説明する。なお、各成分元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。
（Ａ）鋼板の化学組成
C：0.05〜0.15％
Cは、鋼材の強度を上昇させるのに極めて有効な元素である。強度を確保するためには0.05％以上含有させる必要がある。しかし、Cの含有量が0.15％を超えると、硬化組織が形成され、成形時に表面疵が発生しやすくなる。したがって、C含有量は0.05〜0.15％とする。C含有量の好ましい下限は0.06％であり、C含有量の好ましい上限は0.12％である。
C：0.05〜0.15％
Cは、鋼材の強度を上昇させるのに極めて有効な元素である。強度を確保するためには0.05％以上含有させる必要がある。しかし、Cの含有量が0.15％を超えると、硬化組織が形成され、成形時に表面疵が発生しやすくなる。したがって、C含有量は0.05〜0.15％とする。C含有量の好ましい下限は0.06％であり、C含有量の好ましい上限は0.12％である。
Si：0.05〜0.50％
Siは、Alとともに製鋼時の脱酸剤として有効な元素であり、鋼の強度上昇にも極めて有効である。しかし、その含有量が0.05％未満ではこれらの効果が得られない。また、添加量が0.50％を超えると靭性が劣化する。したがって、Siの含有量は0.05〜0.50％とする。Si含有量の好ましい下限は0.08％であり、Si含有量の好ましい上限は0.40％である。
Siは、Alとともに製鋼時の脱酸剤として有効な元素であり、鋼の強度上昇にも極めて有効である。しかし、その含有量が0.05％未満ではこれらの効果が得られない。また、添加量が0.50％を超えると靭性が劣化する。したがって、Siの含有量は0.05〜0.50％とする。Si含有量の好ましい下限は0.08％であり、Si含有量の好ましい上限は0.40％である。
Mn：0.80〜2.0％
Mnは、焼入れ性を向上させ、鋼の強度および靭性を確保する上で重要な元素である。しかし、その含有量が0.80％未満では靭性向上への効果が低い。一方、Mnを2.0％を超えて含有させると、これらの効果が飽和するばかりでなく、連続鋳造によるスラブの製造時に中心偏析の主要因となる。したがって、Mnの含有量を0.80〜2.0％とした。Mn含有量の好ましい下限は1.20％であり、Mn含有量の好ましい上限は1.60％である。
Mnは、焼入れ性を向上させ、鋼の強度および靭性を確保する上で重要な元素である。しかし、その含有量が0.80％未満では靭性向上への効果が低い。一方、Mnを2.0％を超えて含有させると、これらの効果が飽和するばかりでなく、連続鋳造によるスラブの製造時に中心偏析の主要因となる。したがって、Mnの含有量を0.80〜2.0％とした。Mn含有量の好ましい下限は1.20％であり、Mn含有量の好ましい上限は1.60％である。
P：0.03％以下
Pは、鋼に不可避的に含有される不純物元素であり、粒界偏析元素であるために、多量に存在すると溶接時にHAZにおける粒界割れの原因となる。さらに、母材靱性、溶接金属部とHAZの靱性を向上させ、スラブ中心偏析も低減させるためにも、P含有量を低減する必要がある。このため、P含有量は0.03％以下とする。
Pは、鋼に不可避的に含有される不純物元素であり、粒界偏析元素であるために、多量に存在すると溶接時にHAZにおける粒界割れの原因となる。さらに、母材靱性、溶接金属部とHAZの靱性を向上させ、スラブ中心偏析も低減させるためにも、P含有量を低減する必要がある。このため、P含有量は0.03％以下とする。
S：0.02％以下
Sは、鋼に不可避的に含有される不純物元素であり、多量に存在すると溶接割れ起点となるMnS単体の析出物を生成する。そのため、S含有量は0.02％以下とする。
Sは、鋼に不可避的に含有される不純物元素であり、多量に存在すると溶接割れ起点となるMnS単体の析出物を生成する。そのため、S含有量は0.02％以下とする。
Al：0.003〜0.060％
Alは製鋼時の脱酸剤として有効な元素であり、0.003％以上の添加は必須である。ただし、Al含有量が0.060％を超えると靭性が劣化する。したがって、Alの含有量は0.003〜0.060％とする。Al含有量の好ましい下限は0.004％であり、Al含有量の好ましい上限は0.050％である。
Alは製鋼時の脱酸剤として有効な元素であり、0.003％以上の添加は必須である。ただし、Al含有量が0.060％を超えると靭性が劣化する。したがって、Alの含有量は0.003〜0.060％とする。Al含有量の好ましい下限は0.004％であり、Al含有量の好ましい上限は0.050％である。
Ti：0.005〜0.050％
Tiは、Nと結合してTiNとしてスラブ中に微細に析出し、加熱時のオーステナイト粒の粗大化を抑制するので、圧延組織の微細化に有効である。また、TiNが鋼中に存在すると、溶接時に熱影響部の粗大化を抑制する。このため、Tiは母材および溶接部の靭性を改善する上で必要な元素である。これらの効果を発現させるには、Tiの含有量を0.005％以上とする必要がある。ただし、Tiを0.050％を超えて含有させると、溶接部の低温靭性を劣化させる。したがって、Tiの含有量は0.005〜0.050％とする。Ti含有量の好ましい下限は0.007％であり、Ti含有量の好ましい上限は0.030％である。
Tiは、Nと結合してTiNとしてスラブ中に微細に析出し、加熱時のオーステナイト粒の粗大化を抑制するので、圧延組織の微細化に有効である。また、TiNが鋼中に存在すると、溶接時に熱影響部の粗大化を抑制する。このため、Tiは母材および溶接部の靭性を改善する上で必要な元素である。これらの効果を発現させるには、Tiの含有量を0.005％以上とする必要がある。ただし、Tiを0.050％を超えて含有させると、溶接部の低温靭性を劣化させる。したがって、Tiの含有量は0.005〜0.050％とする。Ti含有量の好ましい下限は0.007％であり、Ti含有量の好ましい上限は0.030％である。
N：0.002〜0.010％
Nは、上述のように、Tiと結合してTiNを形成することにより組織の細粒化に寄与する。この効果を発現するためには、Nを0.002％以上含有させる必要がある。しかし、0.010％を超えて過剰に含有させると窒化物の凝集を通じて靱性を劣化させる。したがって、Nの含有量は0.002〜0.010％とする。N含有量の好ましい下限は0.0025％であり、N含有量の好ましい上限は0.008％である。
Nは、上述のように、Tiと結合してTiNを形成することにより組織の細粒化に寄与する。この効果を発現するためには、Nを0.002％以上含有させる必要がある。しかし、0.010％を超えて過剰に含有させると窒化物の凝集を通じて靱性を劣化させる。したがって、Nの含有量は0.002〜0.010％とする。N含有量の好ましい下限は0.0025％であり、N含有量の好ましい上限は0.008％である。
本発明は、以上の成分元素に加えて、母材の強度を向上させるために、以下に示すとおり、Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下、Cr：0.50％以下、Mo：0.20％以下、Nb：0.050％以下、V：0.050％以下、B：0.0020％以下のうちの１種以上を含み、かつ、次の(1)式を満足する必要がある。ただし、これらの元素の含有量が多すぎると、加工性が低下する場合があるため、これらの元素を複数種含有させるときは、その合計含有量を1.0％以下とすることが好ましい。
Cu＋Ni＋Cr＋Mo＋Nb/10＋V/10＋B/100≧0.03 ・・・(1)
ここで、式中の元素記号は鋼材中の各成分の含有量（質量％）を表す。
Cu＋Ni＋Cr＋Mo＋Nb/10＋V/10＋B/100≧0.03 ・・・(1)
ここで、式中の元素記号は鋼材中の各成分の含有量（質量％）を表す。
Cu：0.50％以下
Cuは、母材の強度を高めるので、含有させることができる。しかしながら、その含有量が0.50％を超えると鋳片の表面性状を劣化させるので、その含有量の上限は0.50％とする。Cu含有量の好ましい上限は0.40％である。なお、強度向上効果を得るためには、(1)式を満足する必要がある。
Cuは、母材の強度を高めるので、含有させることができる。しかしながら、その含有量が0.50％を超えると鋳片の表面性状を劣化させるので、その含有量の上限は0.50％とする。Cu含有量の好ましい上限は0.40％である。なお、強度向上効果を得るためには、(1)式を満足する必要がある。
Ni：0.50％以下
Niは、焼入れ性を向上させることにより強度を高め、また、鋼中に固溶して靭性を高めるので、含有させることができる。しかしながら、0.50％を超えると焼入れ性が過剰となり溶接熱影響部靭性が劣化するので、その含有量の上限は0.50％とする。Ni含有量の好ましい上限は0.40％である。なお、強度向上効果を得るためには、(1)式を満足する必要がある。
Niは、焼入れ性を向上させることにより強度を高め、また、鋼中に固溶して靭性を高めるので、含有させることができる。しかしながら、0.50％を超えると焼入れ性が過剰となり溶接熱影響部靭性が劣化するので、その含有量の上限は0.50％とする。Ni含有量の好ましい上限は0.40％である。なお、強度向上効果を得るためには、(1)式を満足する必要がある。
Cr：0.50％以下
Crは、安価に焼入れ性を高めることができるので、強度を高めるために含有させることができる。しかしながら、0.50％を超えると溶接熱影響部靭性が劣化するので、その含有量の上限は0.50％とする。Cr含有量の好ましい上限は0.40％である。なお、強度向上効果を得るためには、(1)式を満足する必要がある。
Crは、安価に焼入れ性を高めることができるので、強度を高めるために含有させることができる。しかしながら、0.50％を超えると溶接熱影響部靭性が劣化するので、その含有量の上限は0.50％とする。Cr含有量の好ましい上限は0.40％である。なお、強度向上効果を得るためには、(1)式を満足する必要がある。
Mo：0.20％以下
Moは、焼入れ性を高め強度を向上させるので、含有させることができる。しかしながら、0.50％を超えると溶接熱影響部靭性が劣化するので、その含有量の上限は0.50％とする。Mo含有量の好ましい上限は0.15％である。なお、強度向上効果を得るためには、(1)式を満足する必要がある。
Moは、焼入れ性を高め強度を向上させるので、含有させることができる。しかしながら、0.50％を超えると溶接熱影響部靭性が劣化するので、その含有量の上限は0.50％とする。Mo含有量の好ましい上限は0.15％である。なお、強度向上効果を得るためには、(1)式を満足する必要がある。
Nb：0.050％以下
Nbは、熱間圧延時の未再結晶温度域を広げ制御圧延を容易にし、強度及び靭性を向上させるので、含有させることができる。しかしながら、0.050％を超えると溶接熱影響部の靭性を劣化させるので、その含有量の上限は0.050％とする。Nb含有量の好ましい上限は0.040％である。なお、強度向上効果を得るためには、(1)式を満足する必要がある。
Nbは、熱間圧延時の未再結晶温度域を広げ制御圧延を容易にし、強度及び靭性を向上させるので、含有させることができる。しかしながら、0.050％を超えると溶接熱影響部の靭性を劣化させるので、その含有量の上限は0.050％とする。Nb含有量の好ましい上限は0.040％である。なお、強度向上効果を得るためには、(1)式を満足する必要がある。
V：0.050％以下
Vは、炭窒化物を析出することにより強度を向上させるので、含有させることができる。しかしながら、0.050％を超えると溶接熱影響部靭性を劣化させるので、その含有量の上限は0.050％とする。V含有量の好ましい上限は0.040％である。なお、強度向上効果を得るためには、(1)式を満足する必要がある。
Vは、炭窒化物を析出することにより強度を向上させるので、含有させることができる。しかしながら、0.050％を超えると溶接熱影響部靭性を劣化させるので、その含有量の上限は0.050％とする。V含有量の好ましい上限は0.040％である。なお、強度向上効果を得るためには、(1)式を満足する必要がある。
B：0.0020％以下
Bは、焼入れ性を向上させる効果があるので、強度を高めるために含有させることができる。しかしながら、0.0020％を超えると、母材、ＨＡＺともに靱性劣化の傾向が著しくなるので、その含有量の上限は0.0020％とする。B含有量の好ましい上限は0.0015％である。なお、強度向上効果を得るためには、(1)式を満足する必要がある。
Bは、焼入れ性を向上させる効果があるので、強度を高めるために含有させることができる。しかしながら、0.0020％を超えると、母材、ＨＡＺともに靱性劣化の傾向が著しくなるので、その含有量の上限は0.0020％とする。B含有量の好ましい上限は0.0015％である。なお、強度向上効果を得るためには、(1)式を満足する必要がある。
本発明に係る厚鋼板は、上記の成分を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる。ここで、不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に鉱石やスクラップ等のような原料をはじめとして製造工程の種々の要因によって混入する成分である。
本発明に係る厚鋼板には、必要に応じて、次のSnを含有させることができる。
Sn：0.20％以下
Snは、必要に応じて含有させることができる。Snを含有させると、Sn２＋となって溶解し、酸性塩化物溶液中でのインヒビター作用により腐食を抑制することができる。また、Fe３＋を速やかに還元させ、酸化剤としてのFe３＋濃度を低減する作用を有することにより、Fe３＋の腐食促進作用を抑制するので、高飛来塩分環境における耐候性を向上させることができる。さらに、Snには鋼のアノード溶解反応を抑制し耐食性を向上させることができる。しかしながら、Snの含有量が0.20％を超えると、これらの効果が飽和するので、Snの含有量の上限は0.20％とする。Sn含有量の好ましい上限は0.15％である。なお、Snによる効果を得たい場合には、Snを0.01％以上含有させるのが望ましい。
Snは、必要に応じて含有させることができる。Snを含有させると、Sn２＋となって溶解し、酸性塩化物溶液中でのインヒビター作用により腐食を抑制することができる。また、Fe３＋を速やかに還元させ、酸化剤としてのFe３＋濃度を低減する作用を有することにより、Fe３＋の腐食促進作用を抑制するので、高飛来塩分環境における耐候性を向上させることができる。さらに、Snには鋼のアノード溶解反応を抑制し耐食性を向上させることができる。しかしながら、Snの含有量が0.20％を超えると、これらの効果が飽和するので、Snの含有量の上限は0.20％とする。Sn含有量の好ましい上限は0.15％である。なお、Snによる効果を得たい場合には、Snを0.01％以上含有させるのが望ましい。
（Ｂ）鋼板のＰＣＭの規定
本発明に係る厚鋼板は、上記の必須成分および任意成分からなる化学組成を有することに加えて、次の(2)式で定義されるＰＣＭの値を０．１７〜０．２３％と規定する必要がある。ＰＣＭの値を０．１７％以上と規定するのは引張強さが５５０ＭＰａ以上の鋼材を得るためであり、そして、ＰＣＭの値を０．２３％以下と規定するのは溶接時の予熱を不要にするためである。
PCM=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+5*B・・・(2)
ここで、式中の元素記号は鋼材中の各成分の含有量（質量％）を表す。
本発明に係る厚鋼板は、上記の必須成分および任意成分からなる化学組成を有することに加えて、次の(2)式で定義されるＰＣＭの値を０．１７〜０．２３％と規定する必要がある。ＰＣＭの値を０．１７％以上と規定するのは引張強さが５５０ＭＰａ以上の鋼材を得るためであり、そして、ＰＣＭの値を０．２３％以下と規定するのは溶接時の予熱を不要にするためである。
PCM=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+5*B・・・(2)
ここで、式中の元素記号は鋼材中の各成分の含有量（質量％）を表す。
（Ｃ）鋼材の板厚方向の断面硬度のバラツキの規定
本発明に係る厚鋼板は、さらに、鋼材の板厚方向の断面硬度のバラツキを規定する必要がある。板厚方向の位置による硬度差が大きい場合には、曲げ加工をおこなった際に不均一変形によって表面に割れなどの欠陥が生じやすいが、次の(3)式を満足させることによって、鋼材の表面または裏面に10％以上の周方向歪量が加わるような曲げ加工の場合にも、表面に割れなどの欠陥発生を抑制することができる。
(Hvmax-Hvave)/Hvave≦0.40・・・(3)
ここで、Hvmaxは板厚方向断面のビッカース硬さの最大値を、そして、Hvaveは板厚方向断面のビッカース硬さの平均値を表す。
本発明に係る厚鋼板は、さらに、鋼材の板厚方向の断面硬度のバラツキを規定する必要がある。板厚方向の位置による硬度差が大きい場合には、曲げ加工をおこなった際に不均一変形によって表面に割れなどの欠陥が生じやすいが、次の(3)式を満足させることによって、鋼材の表面または裏面に10％以上の周方向歪量が加わるような曲げ加工の場合にも、表面に割れなどの欠陥発生を抑制することができる。
(Hvmax-Hvave)/Hvave≦0.40・・・(3)
ここで、Hvmaxは板厚方向断面のビッカース硬さの最大値を、そして、Hvaveは板厚方向断面のビッカース硬さの平均値を表す。
以上、本発明に係る厚鋼板について示した。上記の（Ａ）〜（Ｃ）項で示した化学組成とＰＣＭと鋼材の板厚方向の断面硬度のバラツキを有する厚鋼板は、たとえば、次の（Ｄ）項で述べる手順により製造することができる。
（Ｄ）厚鋼板の製造条件
本発明に係る厚鋼板は、次の手順により圧延終了後に直接焼入れを行うことで製造することができる。なお、焼入れ後に６５０℃以下の温度で焼戻しを行ってもよい。
本発明に係る厚鋼板は、次の手順により圧延終了後に直接焼入れを行うことで製造することができる。なお、焼入れ後に６５０℃以下の温度で焼戻しを行ってもよい。
（Ｄ−１）スラブの加熱温度
鋼素材であるスラブ（鋼塊）の加熱温度は９００〜１２００℃とするのがよい。スラブの加熱温度が９００℃未満では加熱時に均一なオーステナイト粒組織が得られない場合があるからである。一方、１２００℃を超えて加熱するとオーステナイト粒が大きくなって母材靱性が劣化する場合があるからである。したがって、鋼の加熱温度は９００〜１２００℃とする
鋼素材であるスラブ（鋼塊）の加熱温度は９００〜１２００℃とするのがよい。スラブの加熱温度が９００℃未満では加熱時に均一なオーステナイト粒組織が得られない場合があるからである。一方、１２００℃を超えて加熱するとオーステナイト粒が大きくなって母材靱性が劣化する場合があるからである。したがって、鋼の加熱温度は９００〜１２００℃とする
なお、スラブの作製方法は問わないが、連続鋳造法により、溶鋼の温度を（凝固温度＋５０）℃以内に管理して作製することが好ましい。こうすることで、スラブ中の介在物や組成の中央偏析を小さくすることができる。
（Ｄ−２）熱間圧延
９００〜１２００℃に加熱したスラブ（鋼塊）の圧延を開始し、板厚が５０ｍｍ以上の所定寸法としたのち、厚鋼板表面温度が750℃〜850℃で圧延を終了するのがよい。圧延終了時の厚鋼板表面温度が750℃未満では過剰にフェライト変態が促進されるため、強度が低下する場合があるためである。また、圧延終了時の表面温度が850℃を超えるような圧延では結晶粒が粗大となり、靭性が劣化する場合があるためである。
９００〜１２００℃に加熱したスラブ（鋼塊）の圧延を開始し、板厚が５０ｍｍ以上の所定寸法としたのち、厚鋼板表面温度が750℃〜850℃で圧延を終了するのがよい。圧延終了時の厚鋼板表面温度が750℃未満では過剰にフェライト変態が促進されるため、強度が低下する場合があるためである。また、圧延終了時の表面温度が850℃を超えるような圧延では結晶粒が粗大となり、靭性が劣化する場合があるためである。
（Ｄ−３）冷却工程
板厚が５０ｍｍ以上の厚鋼板においては、直接焼入れにより高強度鋼を製造する場合には、表面および裏面側の冷却速度が中心部に比べて非常に大きくなって、表面および裏面側が硬くなり易くなる。特に、冷却時の鋼板表面温度が400℃以上のときに、鋼板の表裏面と中心部の温度差が大きくなると硬度差が付き易くなる。
板厚が５０ｍｍ以上の厚鋼板においては、直接焼入れにより高強度鋼を製造する場合には、表面および裏面側の冷却速度が中心部に比べて非常に大きくなって、表面および裏面側が硬くなり易くなる。特に、冷却時の鋼板表面温度が400℃以上のときに、鋼板の表裏面と中心部の温度差が大きくなると硬度差が付き易くなる。
この鋼板の表裏面と中心部の硬度差は、概ねPCM値により整理できるものであるが、この冷却時の温度差がつかないようにするために、復熱が利用できる。すなわち、［650+成品厚(mm)×0.5］℃以上から400℃以下まで、表面温度が少なくとも２回以上３０℃以上の復熱を繰り返すように水冷し、かつ、鋼板表面の冷却速度と鋼板の厚み(t)の(1/4)t位置における冷却速度が、次の(4)式を満たすように水冷を実施すれば、強度確保と板厚方向の硬さの差の抑制が両立でき、(Hvmax-Hvave)/Hvave≦0.40（(3)式）を満足することができる。その結果、表面または裏面に10％の周方向歪量が加わる曲げ加工の試験において、不均一変形による欠陥発生を抑制できる。
CRS/CRQ≦17.5-50×PCM・・・(4)
ここで、
CRS=(TS1-TS2)/t1、
CRQ=(TQ1-TQ2)/t2、
TS1=水冷開始時における鋼板表面の温度(℃）、
TS2=復熱後の鋼板表面の最高温度がはじめて400℃以下となった時の鋼板表面温度（℃)、
TQ1=水冷開始時における鋼板の厚み(t)の(1/4)t位置の温度（℃)、
TQ2=400℃、
t1=水冷開始から、復熱後の鋼板表面の最高温度がはじめて400℃以下となるまでの所要時間（sec.）、
t2=水冷開始から、鋼板の厚み(t)の(1/4)t位置の温度が400℃になるまでの所要時間(sec.）を、それぞれ、表す。
CRS/CRQ≦17.5-50×PCM・・・(4)
ここで、
CRS=(TS1-TS2)/t1、
CRQ=(TQ1-TQ2)/t2、
TS1=水冷開始時における鋼板表面の温度(℃）、
TS2=復熱後の鋼板表面の最高温度がはじめて400℃以下となった時の鋼板表面温度（℃)、
TQ1=水冷開始時における鋼板の厚み(t)の(1/4)t位置の温度（℃)、
TQ2=400℃、
t1=水冷開始から、復熱後の鋼板表面の最高温度がはじめて400℃以下となるまでの所要時間（sec.）、
t2=水冷開始から、鋼板の厚み(t)の(1/4)t位置の温度が400℃になるまでの所要時間(sec.）を、それぞれ、表す。
表１に示す化学組成を有する成分markNo.1〜22の供試鋼から連続鋳造法にてスラブを作製した。表１における成分markNo.1、2、4〜15の供試鋼は化学組成が本発明で規定する範囲内にある例であり、そして、成分markNo.16〜22の供試鋼はいずれかの成分またはＰＣＭが本発明で規定する範囲から外れた例（比較例）である。
次いで、これらの鋼を表２に記載の条件で熱間圧延後、表２に記載の条件で水冷して板厚５０ｍｍ以上の厚鋼板とした。表２における製品markNo.1A、2F、4H〜15Sは本発明で規定する範囲内の化学組成と製造条件で製造された例（本発明例）である。これに対して、製品markNo.1B〜1Eは本発明方法で規定する範囲から外れた製造条件で製造された例（比較例）である。また、製品markNo.16T〜22Zは本発明で規定する化学組成範囲から外れたスラブから製造された例（比較例）である。
このようにして得たから採取した、ＪＩＳ４号丸棒引張試験片にて引張試験を実施し、引張強さを評価した。その結果を表３に示す。なお、目標の引張強さは５５０ＭＰａ以上である。
靭性については、各鋼板の板厚(t)の(1/4)t位置より圧延長手方向に採取したJIS4号試験片（フルサイズ（10x10x55mm）試験片）を用いて、シャルピー衝撃試験を0℃にて3本実施し、3本の平均値を求めた。その結果を表３に示す。なお、目標の吸収エネルギー値は、70J以上である。
断面硬度については、圧延長手方向の断面を切りだし、板厚方向のビッカース硬さを測定した。荷重10kgfにて表面から裏面にかけて板厚方向に1mmピッチで測定した。その結果を表３に示す。なお、表３には、計測したビッカース硬さの板厚方向断面の最大値Hvmax、板厚方向断面のビッカース硬さの平均値Hvaveを示すとともに、次の(3)式の左辺を合わせて示した。
(Hvmax-Hvave)/Hvave≦0.40・・・(3)
(Hvmax-Hvave)/Hvave≦0.40・・・(3)
加工性については、各板厚の厚鋼板から、幅500mmx長さ500ｍｍの寸法の鋼材を３体採取し、表面もしくは裏面に10％の歪が入るようにプレス曲げを実施し、表面もしくは裏面に欠陥が発生するか否かを確認した。その結果を表３に示す。欠陥が発生しない場合を「○」で示し、欠陥が発生した場合を「×」で示す。なお、３体のいずれにも、不均一な変形や割れなどが発生しないことを目標とした。
表３において、鋼の化学組成を満足し、かつ、板厚方向断面のビッカース硬さの最大値Hvmaxおよび平均値Hvaveが(3)式を満足する製品markNo.1A、2F、4H〜15S（本発明例）は、いずれも、引張強さ、シャルピー衝撃強度、断面硬度および加工性の目標値を上回っている。
これに対して、製品markNo.1B（比較例）は、鋼の化学組成は本発明で規定する範囲内にあるが、圧延終了温度が８７０℃と高すぎたため、板厚方向断面のビッカース硬さが(3)式を満足しなかった。そのため、加工性が悪く、欠陥が発生した。また、シャルピー衝撃強度も目標値を下回った。
製品markNo.1C（比較例）は、鋼の化学組成は本発明で規定する範囲内にあるが、水冷停止温度が４１８℃と高すぎたため、引張強度が５１９ＭＰａとなり、目標値を下回った。
製品markNo.1D（比較例）は、鋼の化学組成は本発明で規定する範囲内にあるが、圧延終了温度が７３０℃と低すぎ、また、水冷開始時における鋼板表面の温度(TS1)が６７５℃と低すぎたため、引張強度が５３１ＭＰａとなり、目標値を下回った。
製品markNo.1E（比較例）は、鋼の化学組成は本発明で規定する範囲内にあるが、鋼板表面の冷却速度と鋼板の厚み(t)の(1/4)t位置における冷却速度が(4)式を満たさず、また、復熱が繰り返されなかったため、板厚方向断面のビッカース硬さが(3)式を満足することができず、加工性が悪く、欠陥が発生した。
そして、製品markNo.16T〜22Z（比較例）は本発明で規定する化学組成範囲から外れるため、いずれも加工性が悪く、欠陥が発生し、製品によっては、引張強度またはシャルピー衝撃強度が目標値を下回った。
本発明にかかる厚鋼板は、冷間加工性に優れた、引張強さ５５０ＭＰａ以上、板厚５０ｍｍ以上の厚肉高強度鋼板であるから、建築、橋梁、タンク、圧力容器などの鉄鋼構造物用途に好適である。
Claims (3)
- 質量％で、C：0.05〜0.15％、Si：0.05％〜0.50％、Mn：0.80％〜2.0％、P：0.03％以下、S：0.02％以下、Al：0.003％〜0.060％、Ti：0.005〜0.050％、N：0.002〜0.010％を含有し、ならびに、Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下、Cr：0.50％以下、Mo：0.20％以下、Nb：0.050％以下、V：0.050％以下、B：0.0020％以下のうちの１種以上を含み、残部がFeおよび不純物からなり、かつ、次の(1)式を満足するとともに次の(2)式で定義されるPCMが0.17〜0.23％を満足する化学組成を有する鋼素材を900〜1200℃に加熱した後、圧延を開始し、750℃〜850℃の間で圧延を終了し、［650+成品厚(mm)×0.5］℃以上から400℃以下まで、表面温度が少なくとも２回以上３０℃以上の復熱を繰り返すように水冷し、かつ、鋼板表面の冷却速度と鋼板の厚み(t)の(1/4)t位置における冷却速度が、次の(4)式を満たすように水冷を実施することを特徴とする、引張強さ５５０ＭＰａ以上、板厚50mm以上の厚肉高強度鋼板の製造方法。
Cu＋Ni＋Cr＋Mo＋Nb/10＋V/10＋B/100≧0.03 ・・・(1)
P CM =C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+5*B・・・(2)
ここで、各式中の元素記号は鋼材中の各成分の含有量（質量％）を表す。
CRS/CRQ≦17.5-50×PCM・・・(4)
ここで、
CRS=(TS1-TS2)/t1、
CRQ=(TQ1-TQ2)/t2、
TS1=水冷開始時における鋼板表面の温度(℃）、
TS2=復熱後の鋼板表面の最高温度がはじめて400℃以下となった時の鋼板表面温度（℃)、
TQ1=水冷開始時における鋼板の厚み(t)の(1/4)t位置の温度（℃)、
TQ2=400℃、
t1=水冷開始から、復熱後の鋼板表面の最高温度がはじめて400℃以下となるまでの所要時間（sec.）、
t2=水冷開始から、鋼板の厚み(t)の(1/4)t位置の温度が400℃になるまでの所要時間(sec.）を、それぞれ、表す。 - さらに、質量％で、Sn：0.20％以下を含有することを特徴とする、請求項１に記載の厚肉高強度鋼板の製造方法。
- さらに、650℃以下で焼戻しを行うことを特徴とする、請求項１または２に記載の厚肉高強度鋼板の製造方法。
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