JP2019131851A - 高Ｎｉ厚鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】熱処理後に、焼減りが少ない高Ｎｉ厚鋼板およびその製造方法を提供することを課題とする。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．１０超〜０．３０％、Ｓｉ：０．０１〜１．５％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｎｉ：１〜５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｎ：０．０５％以下、Ａｌ：０．０５％以下、および残部がＦｅおよび不可避的不純物、あるいはこれに所定の種類と量の選択添加成分で構成される化学成分を有し、１／４厚部のＮｉミクロ偏析度が１．２以下である高Ｎｉ厚鋼板。【選択図】図１
Description
本発明は、高Ｎｉ厚鋼板特に海洋構造物等に用いられる極厚材およびその製造方法に関する。
高Ｎｉ厚鋼板は、液化天然ガスの貯蔵用タンクにおけるような、−１６０℃以下の極低温での用途に使用されている。このような高Ｎｉ厚鋼板として特許文献１〜５に記載されるような鋼板が開示されている。
また、海洋構造物などに用いられる極厚材についても、高Ｎｉ鋼の開発が進んでいる（特許文献６および特許文献７）。これらは０．２％を上限とする比較的高い炭素量を含有し、板厚中心部の強度・靭性に優れることが特徴である。
高Ｎｉ厚鋼板の低温靭性を向上させるためには、Ｎｉ量を増加させることが重要であるが、コスト高になることなどから、添加したＮｉを最大限活用する試みがなされてきた。例えば、特許文献８〜１０ではＮｉを含有する鋼板において、１／４板厚部のＮｉの偏析比（観察部の最大濃度と平均濃度との比）が１．３以下である鋼板を特徴としている。
高Ｎｉ厚鋼板を含め、厚鋼板は、圧延成形後にしばしば、焼なまし（焼鈍）、焼戻し、焼入れ等の熱処理と呼ばれる工程を経るが、これは残留応力除去や組織制御などの材質を調整することを目的としている。
熱処理工程においては、加熱温度や冷却速度を制御することで所望の強度や成形性等の機械的性質を得るが、熱処理方法によっては、望まない残留応力が発生することなどにより、形状や寸法が変化し、格落ちとなる場合がある。
このような課題に対し、例えば特許文献１１には、押し付けロールによる形状矯正をしながら熱処理を行う方法が示されており、熱処理を施すことによって発生する板の反り等の形状変化に対応している。また、特許文献１２には、熱処理前にプレス矯正を行う方法が示されている。
しかしながら、これらの方法では、熱処理による板の反り、たわみ、捻じれ等の変形による形状変化には対応できるものの、あくまでも矯正であるので、加熱および冷却時の相変態による、板幅、板厚、板長自体が大きく変化する寸法変化には対応できず、しばしば切削研磨等の鋼板の機械的手入れ工程の追加や格落ち（不良品）となっていた。
特許文献１３には、所定の板寸法に切断する機能を熱処理工程に追加することで、板寸法が変化した際にも対応が可能なようになっている。
しかし、特許文献１３の技術によっても、熱処理により設計予定の大きさより板が収縮した場合は、足りない長さを補うことができず、やはり歩留りの悪化につながっていた。
しかし、特許文献１３の技術によっても、熱処理により設計予定の大きさより板が収縮した場合は、足りない長さを補うことができず、やはり歩留りの悪化につながっていた。
特許文献１４には、オーステナイト結晶粒径を均一微細化させる目的で、圧延工程を２回に分割し製造し、中心偏析を低減し、中心部の靱性を向上させることを特徴としている。しかしながら、熱処理寸法変化を抑えるための十分な効果が得られなかった。
また、極厚材においては熱処理時の板厚変化が寸法精度に大きな影響を与えるが、上述の特許文献１１および特許文献１２による方法では、熱処理時の寸法変化を抑えることができなかった。
相変態を伴う熱処理によって板寸法が変化する現象は、古くから知られていた。例えば、焼入れによって生じるマルテンサイト相は、フェライト相やパーライト相に比べて密度が低いため、全体的に体積が膨張する。一方、加熱により、オーステナイト化する場合は、逆に体積が収縮する。
加熱と冷却を行う熱処理過程において、この膨張と収縮はほぼ発生する。その際に、熱処理中に発生する膨張量と収縮量が最終的に相殺され、熱処理後にほぼゼロとなれば、熱処理前の寸法と、熱処理工程を経た後の寸法がほとんど変化しないことになるが、実際はそのようなことは稀である。
さらに、厚鋼板の熱処理過程において、合金元素として含まれるＮｉ量が高い、高Ｎｉ厚鋼板、中でも海洋構造物用の厚鋼板を熱処理する場合に、「焼減り」と呼ばれる板厚が顕著に減少する現象があり、歩留りの悪化につながっていた。そのため、熱処理工程を経ても、寸法変化の少ない高Ｎｉ厚鋼板が求められていた。
本発明は、上記実情に鑑み、熱処理後に、焼減りが少ない高Ｎｉ厚鋼板およびその製造方法を提供することを課題とする。
上記の課題を解決するための本発明の要旨は次の通りである。
（１）質量％で、
Ｃ：０．１０超〜０．３０％、
Ｓｉ：０．０１〜１．５％、
Ｍｎ：０．１〜２．０％、
Ｎｉ：１〜５％、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．０２％以下、
Ｎ：０．０５％以下、
Ａｌ：０．０５％以下、
および残部がＦｅおよび不可避的不純物で構成される化学成分を有し、１／４厚部のＮｉミクロ偏析度が１．２以下であることを特徴とする高Ｎｉ厚鋼板。
（２）前記高Ｎｉ厚鋼板が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ｔｉ：０．１％以下、
Ｎｂ：０．１％以下、
Ｂ：０．０１％以下、
Ｃｒ：１．５％以下、
Ｃｕ：１．０％以下、
の１種、または２種以上を含有することを特徴とする（１）に記載の高Ｎｉ厚鋼板。
（３）前記高Ｎｉ厚鋼板が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ｍｏ：１．０％以下、
Ｗ：０．５％以下、
Ｖ：０．５％以下、
の１種、または２種以上を含有することを特徴とする（１）または（２）に記載の高Ｎｉ厚鋼板。
（４）（１）〜（３）のいずれか１つに記載の高Ｎｉ厚鋼板の製造方法であって、（１）〜（３）いずれか１つに記載の成分を含有するスラブを、圧下比が少なくとも２まで粗圧延を行い、その後１１８０℃以上の温度で１ｈ以上加熱し、その後に仕上げ圧延工程を行うことを特徴とする高Ｎｉ厚鋼板の製造方法。
（１）質量％で、
Ｃ：０．１０超〜０．３０％、
Ｓｉ：０．０１〜１．５％、
Ｍｎ：０．１〜２．０％、
Ｎｉ：１〜５％、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．０２％以下、
Ｎ：０．０５％以下、
Ａｌ：０．０５％以下、
および残部がＦｅおよび不可避的不純物で構成される化学成分を有し、１／４厚部のＮｉミクロ偏析度が１．２以下であることを特徴とする高Ｎｉ厚鋼板。
（２）前記高Ｎｉ厚鋼板が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ｔｉ：０．１％以下、
Ｎｂ：０．１％以下、
Ｂ：０．０１％以下、
Ｃｒ：１．５％以下、
Ｃｕ：１．０％以下、
の１種、または２種以上を含有することを特徴とする（１）に記載の高Ｎｉ厚鋼板。
（３）前記高Ｎｉ厚鋼板が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ｍｏ：１．０％以下、
Ｗ：０．５％以下、
Ｖ：０．５％以下、
の１種、または２種以上を含有することを特徴とする（１）または（２）に記載の高Ｎｉ厚鋼板。
（４）（１）〜（３）のいずれか１つに記載の高Ｎｉ厚鋼板の製造方法であって、（１）〜（３）いずれか１つに記載の成分を含有するスラブを、圧下比が少なくとも２まで粗圧延を行い、その後１１８０℃以上の温度で１ｈ以上加熱し、その後に仕上げ圧延工程を行うことを特徴とする高Ｎｉ厚鋼板の製造方法。
本発明によれば、熱処理後に、焼減りが少ない高Ｎｉ厚鋼板およびそ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。本発明の高Ｎｉ厚鋼板は、板厚４ｍｍ以上の鋼板である。より好ましくは６ｍｍ以上の厚さの鋼板である。
特に合金元素として多量にＮｉを含む高Ｎｉ厚鋼板において、たとえばオーステナイトが生成し始める温度であるＡｃ１以上に加熱する熱処理を施した際に、熱処理前後の寸法変化が顕著である。寸法が変化する方向について調べたところ、板幅方向、板厚方向、板長方向のうち、特に焼減りを起こす板厚方向での寸法変化が顕著であり、板幅方向、板長方向では、どちらも板厚方向の変化の半分程度の寸法変化であった。
特に合金元素として多量にＮｉを含む高Ｎｉ厚鋼板において、たとえばオーステナイトが生成し始める温度であるＡｃ１以上に加熱する熱処理を施した際に、熱処理前後の寸法変化が顕著である。寸法が変化する方向について調べたところ、板幅方向、板厚方向、板長方向のうち、特に焼減りを起こす板厚方向での寸法変化が顕著であり、板幅方向、板長方向では、どちらも板厚方向の変化の半分程度の寸法変化であった。
そこで、本発明者は、板幅方向、板長方向の寸法変化が比較的小さく、同じ程度であるのに対し、熱処理後に板厚方向だけに顕著に寸法変化が発生する理由を解明するため、高Ｎｉ厚鋼板の各部において詳細な元素分析を行った。
その結果、従来の高Ｎｉ厚鋼板は、板厚方向に、Ｎｉの濃度が高い濃化層と、上記濃度が低い欠乏層が、繰り返しミクロに積層されて構成されているバンド組織となっていることが明らかとなった。このバンド組織は、ミクロ偏析部が圧延されて延ばされることによって形成されるもので、特に、本発明が対象とするような厚鋼板では、さらに顕著に形成されやすくなっていた。また、焼減りが起こった熱処理後においても、このバンド組織はそのまま残留していた。
尚、ミクロ偏析部とは、デンドライト樹間に合金元素（本発明の場合はＮｉ）が濃化して偏在している部分を言う。
バンド組織は、いってみれば、ある程度、板幅方向、板長方向に均一な濃度を有する薄い層が、複数、板厚方向に積層しているような構造をとっている。すなわち、板幅方向、板長方向では、Ｎｉの濃度変化が乏しいのに対し、板厚方向では、場所によるＮｉの濃度変化が著しい。
その結果、従来の高Ｎｉ厚鋼板は、板厚方向に、Ｎｉの濃度が高い濃化層と、上記濃度が低い欠乏層が、繰り返しミクロに積層されて構成されているバンド組織となっていることが明らかとなった。このバンド組織は、ミクロ偏析部が圧延されて延ばされることによって形成されるもので、特に、本発明が対象とするような厚鋼板では、さらに顕著に形成されやすくなっていた。また、焼減りが起こった熱処理後においても、このバンド組織はそのまま残留していた。
尚、ミクロ偏析部とは、デンドライト樹間に合金元素（本発明の場合はＮｉ）が濃化して偏在している部分を言う。
バンド組織は、いってみれば、ある程度、板幅方向、板長方向に均一な濃度を有する薄い層が、複数、板厚方向に積層しているような構造をとっている。すなわち、板幅方向、板長方向では、Ｎｉの濃度変化が乏しいのに対し、板厚方向では、場所によるＮｉの濃度変化が著しい。
Ｎｉの濃度変化が乏しい板幅方向、板長方向では、熱処理前後の寸法変化が比較的小さいことから、板厚方向への寸法変化が大きいのは、この板厚方向へのＮｉの濃度変化(濃化層と欠乏層の存在)が原因となり、熱処理時の変態あるいは逆変態時にある一つのＮｉの濃化層とその隣のＮｉ濃度の異なる層で相変態のタイミングがずれるため、変態膨張あるいは収縮によるひずみを補償するために生じる塑性変形が起因していると考えられた。
この点について以下に説明する。
図１に示すＬ１を最も低い温度で相変態する層とする。加熱昇温していくと、積層した各濃化層および各非濃化層の組成が各々異なることから、各層が実際に相変態する温度には差が生じる。すなわち、昇温の際に、低い温度で先に相変態して収縮する層Ｌ１と、高い温度で後から相変態して収縮する層Ｌ２〜ＬＮが生じ、各層の相変態と、相変態による寸法変化にタイムラグが生じる。そのため、図１（Ａ）の矢印の長さ、Ｌ１収縮量１、Ｌ２収縮量２で表現したように、寸法の収縮度合いにＬ１とＬ２で差が生じる。相変態による体積変化は大きいため、最も相変態温度が低く、加熱昇温過程で先に相変態する層Ｌ１において相変態が起こると、Ｌ１収縮力３により、板長方向、板幅方向、板厚方向に長さが収縮しようとする（図１（Ｂ）参照）。しかしながら、Ｌ１の隣の層Ｌ２はまだ相変態を起こしていないので、層Ｌ１も、それほど板長方向、板幅方向には長さが収縮できない。なぜなら、層Ｌ１が収縮しようとしても、長さが変化していない隣の層Ｌ２からＬ１への拘束力４に拘束されて、板長方向、板幅方向の長さを変化させることが困難になるからである。そのため、先に相変態した層Ｌ１の実際のＬ１収縮力５は、拘束されている板長方向、板幅方向以外の残る方向である、板厚方向に働くので、この方向に主に収縮し（図１（Ｃ）参照）、本来収縮すべき量より板長方向、板幅方向は長い長さのままでＬ１の相変態は完了する。その後温度が上昇し、Ｌ２が相変態し、板長方向、板幅方向に収縮しようとしても、今度は、本来収縮すべき量より板長方向、板幅方向は長い長さのままであるＬ１に拘束されて、この方向に十分に収縮することができず、Ｌ２はＬ１と同様に板厚方向に過剰に収縮すると考えられる。このような加熱過程の寸法変化により、各層の収縮は板厚方向に起こりやすく、全体としても、板厚方向に大きく収縮すると考えられる。冷却降温時には、逆に膨張力が働くが、同様に各層に拘束力が働くことによって、板厚方向の変化が大きくなると考えられた。
なお、図１においては説明の便宜上、最表層のＬ１を最も低い温度で相変態する層としたが、必ずしも、最表層が、最も低い温度で相変態する層ではない。また、各層の変態の順番は、製造条件や成分によって異なるために、特段規則性を有するものでもない。
図１に示すＬ１を最も低い温度で相変態する層とする。加熱昇温していくと、積層した各濃化層および各非濃化層の組成が各々異なることから、各層が実際に相変態する温度には差が生じる。すなわち、昇温の際に、低い温度で先に相変態して収縮する層Ｌ１と、高い温度で後から相変態して収縮する層Ｌ２〜ＬＮが生じ、各層の相変態と、相変態による寸法変化にタイムラグが生じる。そのため、図１（Ａ）の矢印の長さ、Ｌ１収縮量１、Ｌ２収縮量２で表現したように、寸法の収縮度合いにＬ１とＬ２で差が生じる。相変態による体積変化は大きいため、最も相変態温度が低く、加熱昇温過程で先に相変態する層Ｌ１において相変態が起こると、Ｌ１収縮力３により、板長方向、板幅方向、板厚方向に長さが収縮しようとする（図１（Ｂ）参照）。しかしながら、Ｌ１の隣の層Ｌ２はまだ相変態を起こしていないので、層Ｌ１も、それほど板長方向、板幅方向には長さが収縮できない。なぜなら、層Ｌ１が収縮しようとしても、長さが変化していない隣の層Ｌ２からＬ１への拘束力４に拘束されて、板長方向、板幅方向の長さを変化させることが困難になるからである。そのため、先に相変態した層Ｌ１の実際のＬ１収縮力５は、拘束されている板長方向、板幅方向以外の残る方向である、板厚方向に働くので、この方向に主に収縮し（図１（Ｃ）参照）、本来収縮すべき量より板長方向、板幅方向は長い長さのままでＬ１の相変態は完了する。その後温度が上昇し、Ｌ２が相変態し、板長方向、板幅方向に収縮しようとしても、今度は、本来収縮すべき量より板長方向、板幅方向は長い長さのままであるＬ１に拘束されて、この方向に十分に収縮することができず、Ｌ２はＬ１と同様に板厚方向に過剰に収縮すると考えられる。このような加熱過程の寸法変化により、各層の収縮は板厚方向に起こりやすく、全体としても、板厚方向に大きく収縮すると考えられる。冷却降温時には、逆に膨張力が働くが、同様に各層に拘束力が働くことによって、板厚方向の変化が大きくなると考えられた。
なお、図１においては説明の便宜上、最表層のＬ１を最も低い温度で相変態する層としたが、必ずしも、最表層が、最も低い温度で相変態する層ではない。また、各層の変態の順番は、製造条件や成分によって異なるために、特段規則性を有するものでもない。
そこで、この板厚方向への合金元素の濃度変化を把握するために、Ｎｉの濃度変化をＮｉミクロ偏析度として数値化した。分析は、ＥＰＭＡを用いて、鋼板の１／４厚部における１ｍｍ×１ｍｍの視野を、１μｍピッチで、Ｎｉの濃度を測定し、板厚方向にライン分析することによって行った。そして、Ｎｉの最大濃度と平均濃度との比を、Ｎｉミクロ偏析度ＭＮｉとして数値化した。その結果、従来の高Ｎｉ厚鋼板では、ＭＮｉは、１．２を超えていた。
このようなＭＮｉが１．２を超える従来の高Ｎｉ厚鋼板を熱処理すると、熱処理前後で、板厚方向に大きな寸法変化、すなわち焼減りが起こる。
そのため、Ｎｉミクロ偏析度ＭＮｉを小さくし、Ｎｉのミクロ偏析を無くしてバンド組織を解消すれば、焼減りも無くなると考えられた。なお、本発明でいう「ミクロ偏析」とは、いわゆる鋳造のマクロ偏析ではないという趣旨の意味であって、組織のオーダーが必ずしもミクロンオーダーであるという意味ではない。
そのため、Ｎｉミクロ偏析度ＭＮｉを小さくし、Ｎｉのミクロ偏析を無くしてバンド組織を解消すれば、焼減りも無くなると考えられた。なお、本発明でいう「ミクロ偏析」とは、いわゆる鋳造のマクロ偏析ではないという趣旨の意味であって、組織のオーダーが必ずしもミクロンオーダーであるという意味ではない。
本発明では、これらの知見に基づいて、高Ｎｉ厚鋼板の化学成分および組織を決定した。
まず、本発明の高Ｎｉ厚鋼板の化学成分の限定理由を説明する。なお、化学成分についての「％」はすべて質量％を意味する。
（Ｃ：０．１０超〜０．３０％）
Ｃは、本発明が主たる対象とする海洋構造物用の厚板材においては、強度、焼入性、靱性を確保する必要があり、そのためには、０．１０％超添加する。一方、ＣはＮｉと同様にγ相安定化元素であるため、焼減りを助長させる元素である。すなわち、ＣはＭｎやＮｉに比べて拡散速度が速く、α鉄に殆ど固溶しないため、α／γ変態中に、γ中に濃化する傾向がある。このためにＭｎやＮｉが若干でも濃化している部分があれば、濃化している部分のγ変態が早期に起こると、この相対的にＭｎやＮｉ濃度が高い部分でＣが濃化してγ変態は促進され、Ｃが濃化していない部分ではγ変態のタイミングが著しく遅くなる。その結果、焼減りが助長される。従って、Ｃの含有量が０．３０％を超えると、ＭｎやＮｉが周囲の部分に比較して相対的に高い部分にＣが濃化することで焼減りが大きくなる。さらに、炭化物相が生じ靭性および脆性亀裂伝播停止性能が低下し、溶接性が悪くなる。よって、Ｃは、０．１０超〜０．３０％含有させる。Ｃ量は、０．１０％超、０．２０％以下が好ましく、０．１０％超、０．１８％以下がさらに好ましい。
Ｃは、本発明が主たる対象とする海洋構造物用の厚板材においては、強度、焼入性、靱性を確保する必要があり、そのためには、０．１０％超添加する。一方、ＣはＮｉと同様にγ相安定化元素であるため、焼減りを助長させる元素である。すなわち、ＣはＭｎやＮｉに比べて拡散速度が速く、α鉄に殆ど固溶しないため、α／γ変態中に、γ中に濃化する傾向がある。このためにＭｎやＮｉが若干でも濃化している部分があれば、濃化している部分のγ変態が早期に起こると、この相対的にＭｎやＮｉ濃度が高い部分でＣが濃化してγ変態は促進され、Ｃが濃化していない部分ではγ変態のタイミングが著しく遅くなる。その結果、焼減りが助長される。従って、Ｃの含有量が０．３０％を超えると、ＭｎやＮｉが周囲の部分に比較して相対的に高い部分にＣが濃化することで焼減りが大きくなる。さらに、炭化物相が生じ靭性および脆性亀裂伝播停止性能が低下し、溶接性が悪くなる。よって、Ｃは、０．１０超〜０．３０％含有させる。Ｃ量は、０．１０％超、０．２０％以下が好ましく、０．１０％超、０．１８％以下がさらに好ましい。
（Ｓｉ：０．０１〜１．５％）
Ｓｉは、安価な脱酸剤であり、さらに、固溶強化により強度が向上するため、０．０１％以上添加する。一方、その含有量が１．５％を超えると、表面性状が低下するため上限を１．５％とする。Ｓｉ量は、０．３％以上、１．２％以下がさらに好ましい。
Ｓｉは、安価な脱酸剤であり、さらに、固溶強化により強度が向上するため、０．０１％以上添加する。一方、その含有量が１．５％を超えると、表面性状が低下するため上限を１．５％とする。Ｓｉ量は、０．３％以上、１．２％以下がさらに好ましい。
（Ｍｎ：０．１〜２．０％）
Ｍｎは、脱酸剤であり、さらに、強度、焼入性、靱性が向上するため、０．１％以上添加する。一方、その含有量が２．０％を超えると、焼減りが増加し、また、靭性が低下するため上限を２．０％とする。Ｍｎ量は、０．３％以上、１．８％以下がさらに好ましい。
Ｍｎは、脱酸剤であり、さらに、強度、焼入性、靱性が向上するため、０．１％以上添加する。一方、その含有量が２．０％を超えると、焼減りが増加し、また、靭性が低下するため上限を２．０％とする。Ｍｎ量は、０．３％以上、１．８％以下がさらに好ましい。
（Ｎｉ：１〜５％）
Ｎｉは、本発明で添加される合金元素において、最も重要な元素である。Ｎｉは、耐食性が向上するため、１％以上添加する。一方、５．０％を超えると、コストが上昇するので５％以下とする。Ｎｉ量は、１．３％以上、４．５％以下がさらに好ましい。
Ｎｉは、本発明で添加される合金元素において、最も重要な元素である。Ｎｉは、耐食性が向上するため、１％以上添加する。一方、５．０％を超えると、コストが上昇するので５％以下とする。Ｎｉ量は、１．３％以上、４．５％以下がさらに好ましい。
（Ｐ：０．０３％以下）
Ｐは、不純物として鋼中に存在し、０．０３％を超えると、粒界に偏析して靭性が低下する原因となるため、その含有量を０．０３％以下とする。Ｐの含有量はできるだけ小さくするのがよく、Ｐの好ましい含有量は０．０１％以下である。下限は特に限定しないが、製造コストの兼ね合いから、０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｐは、不純物として鋼中に存在し、０．０３％を超えると、粒界に偏析して靭性が低下する原因となるため、その含有量を０．０３％以下とする。Ｐの含有量はできるだけ小さくするのがよく、Ｐの好ましい含有量は０．０１％以下である。下限は特に限定しないが、製造コストの兼ね合いから、０．００１％以上とすることが好ましい。
（Ｓ：０．０２％以下）
Ｓは、不純物として鋼中に存在し、０．０２％を超えると、脆性破壊の原因となる延伸形状のＭｎＳが多量に生成して靱性が低下する原因となるため、その含有量を０．０２％以下とする。Ｓの含有量はできるだけ小さくするのがよく、Ｓの好ましい含有量は０．００５％以下である。下限は特に限定しないが、製造コストの兼ね合いから、０．０００５％以上とすることが好ましい。
Ｓは、不純物として鋼中に存在し、０．０２％を超えると、脆性破壊の原因となる延伸形状のＭｎＳが多量に生成して靱性が低下する原因となるため、その含有量を０．０２％以下とする。Ｓの含有量はできるだけ小さくするのがよく、Ｓの好ましい含有量は０．００５％以下である。下限は特に限定しないが、製造コストの兼ね合いから、０．０００５％以上とすることが好ましい。
（Ｎ：０．０５％以下）
Ｎは、不純物として鋼中に存在し、０．０５％を超えると、鋼中に固溶するＮ量の増加や析出物の生成によって靭性の低下の原因となるため、その含有量を０．０５％以下とする。Ｎの含有量はできるだけ小さくするのがよく、Ｎの好ましい含有量は、０．０１％以下である。下限は特に限定しないが、製造コストの兼ね合いから、０．０００１％以上とすることが好ましい。
Ｎは、不純物として鋼中に存在し、０．０５％を超えると、鋼中に固溶するＮ量の増加や析出物の生成によって靭性の低下の原因となるため、その含有量を０．０５％以下とする。Ｎの含有量はできるだけ小さくするのがよく、Ｎの好ましい含有量は、０．０１％以下である。下限は特に限定しないが、製造コストの兼ね合いから、０．０００１％以上とすることが好ましい。
（Ａｌ：０．０５％以下）
Ａｌは脱酸剤として添加されるが、０．０５％を超えると、介在物に起因して靱性が低下するため、その含有量を０．０５％以下とする。より好ましくは０．０４％以下である。
なお、脱酸剤としての効果を得るためには、その含有量は、０．００２％以上とすることが好ましい。より好ましくは、０．００５％以上である。
Ａｌは脱酸剤として添加されるが、０．０５％を超えると、介在物に起因して靱性が低下するため、その含有量を０．０５％以下とする。より好ましくは０．０４％以下である。
なお、脱酸剤としての効果を得るためには、その含有量は、０．００２％以上とすることが好ましい。より好ましくは、０．００５％以上である。
上記が必須添加元素、あるいは不純物として含まれる元素についての限定である。残部はＦｅおよび不可避的不純物である。
さらに、選択添加成分として、Ｆｅに代えて以下の元素の１種以上を添加してもよい。
さらに、選択添加成分として、Ｆｅに代えて以下の元素の１種以上を添加してもよい。
（Ｔｉ：０．１％以下）
Ｔｉは、強度が向上するため、０．１％以下の範囲で添加することができる。この効果を十分に得るためには、０．０１％以上添加することが好ましい。一方、その含有量が０．１％を超えると、介在物の生成に起因して靱性が低下するため、その含有量を、０．１％以下とする。
Ｔｉは、強度が向上するため、０．１％以下の範囲で添加することができる。この効果を十分に得るためには、０．０１％以上添加することが好ましい。一方、その含有量が０．１％を超えると、介在物の生成に起因して靱性が低下するため、その含有量を、０．１％以下とする。
（Ｎｂ：０．１％以下）
Ｎｂは、強度が向上するため、０．１％以下の範囲で添加することができる。この効果を十分に得るためには、０．０１％以上添加することが好ましい。一方、その含有量が０．１％を超えると、介在物の生成に起因して靱性が低下するため、その含有量を、０．１％以下とする。
Ｎｂは、強度が向上するため、０．１％以下の範囲で添加することができる。この効果を十分に得るためには、０．０１％以上添加することが好ましい。一方、その含有量が０．１％を超えると、介在物の生成に起因して靱性が低下するため、その含有量を、０．１％以下とする。
（Ｂ：０．０１％以下）
Ｂは、焼入性が向上するため、０．０１％以下の範囲で添加することができる。この効果を十分に得るためには、０．０００１％以上添加することが好ましい。一方、０．０１％を超えると、介在物の生成に起因して靱性が低下するため、その含有量を、０．０１％以下とする。
Ｂは、焼入性が向上するため、０．０１％以下の範囲で添加することができる。この効果を十分に得るためには、０．０００１％以上添加することが好ましい。一方、０．０１％を超えると、介在物の生成に起因して靱性が低下するため、その含有量を、０．０１％以下とする。
（Ｃｒ：１．５％以下）
Ｃｒは、強度、硬度、焼入性が向上するため、１．５％以下の範囲で添加することができる。この効果を十分に得るためには、０．１％以上添加することが好ましい。一方、１．５％を超えると、靱性が低下するため、その含有量を、１．５％以下とする。
Ｃｒは、強度、硬度、焼入性が向上するため、１．５％以下の範囲で添加することができる。この効果を十分に得るためには、０．１％以上添加することが好ましい。一方、１．５％を超えると、靱性が低下するため、その含有量を、１．５％以下とする。
（Ｃｕ：１．０％以下）
Ｃｕは、強度、焼入性が向上するため、１．０％以下の範囲で添加することができる。この効果を十分に得るためには、０．１％以上添加することが好ましい。一方、１．０％を超えると、表面性状が悪くなるため、その含有量を、１．０％以下とする。
Ｃｕは、強度、焼入性が向上するため、１．０％以下の範囲で添加することができる。この効果を十分に得るためには、０．１％以上添加することが好ましい。一方、１．０％を超えると、表面性状が悪くなるため、その含有量を、１．０％以下とする。
（Ｍｏ：１．０％以下）
Ｍｏは、強度が向上するため、１．０％以下の範囲で添加することができる。この効果を十分に得るためには、０．０１％以上添加することが好ましい。一方、その含有量が１．０％を超えると、靱性が低下するため、その含有量を、１．０％以下とする。
（Ｗ：０．５％以下）
Ｗは、強度が向上するため、０．５％以下の範囲で添加することができる。この効果を十分に得るためには、０．０１％以上添加することが好ましい。一方、その含有量が０．５％を超えると、靱性が低下するため、その含有量を、０．５％以下とする。
（Ｖ：０．５％以下）
Ｖは、強度が向上するため、０．５％以下の範囲で添加することができる。この効果を十分に得るためには、０．０１％以上添加することが好ましい。一方、その含有量が０．５％を超えると、靱性が低下するため、その含有量を、０．５％以下とする。
Ｍｏは、強度が向上するため、１．０％以下の範囲で添加することができる。この効果を十分に得るためには、０．０１％以上添加することが好ましい。一方、その含有量が１．０％を超えると、靱性が低下するため、その含有量を、１．０％以下とする。
（Ｗ：０．５％以下）
Ｗは、強度が向上するため、０．５％以下の範囲で添加することができる。この効果を十分に得るためには、０．０１％以上添加することが好ましい。一方、その含有量が０．５％を超えると、靱性が低下するため、その含有量を、０．５％以下とする。
（Ｖ：０．５％以下）
Ｖは、強度が向上するため、０．５％以下の範囲で添加することができる。この効果を十分に得るためには、０．０１％以上添加することが好ましい。一方、その含有量が０．５％を超えると、靱性が低下するため、その含有量を、０．５％以下とする。
次に、本発明の高Ｎｉ厚鋼板の組織の限定理由について説明する。
（１／４厚部のＮｉミクロ偏析度ＭＮｉが１．２以下）
本発明に係る高Ｎｉ厚鋼板は、鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置において、Ｎｉミクロ偏析度ＭＮｉを１．２以下と限定した。ここで、ＭＮｉについて、鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置の鋼組織を限定するのは、当該位置における鋼組織が、高Ｎｉ厚鋼板等の熱延鋼板の鋼組織を代表するからである。
ＭＮｉが１．２を超えると、熱処理を施した際に、熱処理前からの焼減りが大きくなるため、ＭＮｉを１．２以下とした。ＭＮｉを１．２以下としたことにより、たとえば焼入れにおいて、熱処理後の焼減りを減少させることができる。ＭＮｉのさらに好ましい範囲は、１．１以下である。
本発明に係る高Ｎｉ厚鋼板は、鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置において、Ｎｉミクロ偏析度ＭＮｉを１．２以下と限定した。ここで、ＭＮｉについて、鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置の鋼組織を限定するのは、当該位置における鋼組織が、高Ｎｉ厚鋼板等の熱延鋼板の鋼組織を代表するからである。
ＭＮｉが１．２を超えると、熱処理を施した際に、熱処理前からの焼減りが大きくなるため、ＭＮｉを１．２以下とした。ＭＮｉを１．２以下としたことにより、たとえば焼入れにおいて、熱処理後の焼減りを減少させることができる。ＭＮｉのさらに好ましい範囲は、１．１以下である。
続いて、本発明における製造条件の限定理由を説明する。
本発明の高Ｎｉ厚鋼板の製造方法については、必ずしも本発明の高Ｎｉ厚鋼板自体を限定するものではないが、製造条件として、以下の条件を示すことができる。
本発明の高Ｎｉ厚鋼板の製造方法については、必ずしも本発明の高Ｎｉ厚鋼板自体を限定するものではないが、製造条件として、以下の条件を示すことができる。
上記、本発明に限定する化学成分を有するスラブに、熱間圧延を施して高Ｎｉ厚鋼板を製造する。熱間圧延に供するスラブは、連続鋳造や鋳造・分塊圧延により得たものでよいが、それらに熱間加工または冷間加工を加えたものであってもよい。
本発明の高Ｎｉ厚鋼板の製造方法において、特徴となる製造条件は以下の熱間圧延工程である。
本発明の高Ｎｉ厚鋼板の製造方法において、特徴となる製造条件は以下の熱間圧延工程である。
（粗圧延において、圧下比が少なくとも２）
本発明において、ここでいう圧下比とは、スラブ厚と粗圧延後の板厚との比である。本発明では、粗圧延後、仕上げ圧延前に後述する加熱処理（中間加熱）を施すため、ここでいう圧下比とは、言い換えると、スラブ厚と中間加熱前の板厚との比ということもできる。
圧下比が２未満であると、粗圧延において、Ｎｉの拡散が十分に促進されず、Ｎｉが偏析してバンド組織が形成されるため、高Ｎｉ厚鋼板のＭＮｉを１．２以下とすることができない。その結果、焼減りを低減できない。そのため、圧下比を２以上とした。圧下比の上限については特に限定しないが、製造施設の運用上、２０以下とすることが好ましい。
本発明において、ここでいう圧下比とは、スラブ厚と粗圧延後の板厚との比である。本発明では、粗圧延後、仕上げ圧延前に後述する加熱処理（中間加熱）を施すため、ここでいう圧下比とは、言い換えると、スラブ厚と中間加熱前の板厚との比ということもできる。
圧下比が２未満であると、粗圧延において、Ｎｉの拡散が十分に促進されず、Ｎｉが偏析してバンド組織が形成されるため、高Ｎｉ厚鋼板のＭＮｉを１．２以下とすることができない。その結果、焼減りを低減できない。そのため、圧下比を２以上とした。圧下比の上限については特に限定しないが、製造施設の運用上、２０以下とすることが好ましい。
（粗圧延と仕上げ圧延の間で、１１８０℃以上の温度で１ｈ以上加熱）
粗圧延と仕上げ圧延の間において、１１８０℃以上の温度で１ｈ以上加熱する、中間加熱を施すことは、ＭＮｉを１．２以下とするために重要な工程である。この中間加熱において、加熱温度が１１８０℃未満、または、加熱時間が１ｈ（１時間）未満の場合、Ｎｉの拡散が十分に促進されず、Ｎｉ偏析部が残留してバンド組織が形成されるため、高Ｎｉ厚鋼板のＭＮｉを１．２以下とすることができない。その結果、焼減りを低減できない。そのため、１１８０℃以上の温度で１ｈ以上加熱するとした。加熱温度、加熱時間の上限についは特に限定しないが、加熱温度については、１３００℃を超えるとスケールの発生が著しく、結晶が粗大化して機械的特性が低下するため、１３００℃以下とすることが好ましい。一方、加熱時間の上限は、時間が長すぎると生産効率が低下する。
粗圧延と仕上げ圧延の間において、１１８０℃以上の温度で１ｈ以上加熱する、中間加熱を施すことは、ＭＮｉを１．２以下とするために重要な工程である。この中間加熱において、加熱温度が１１８０℃未満、または、加熱時間が１ｈ（１時間）未満の場合、Ｎｉの拡散が十分に促進されず、Ｎｉ偏析部が残留してバンド組織が形成されるため、高Ｎｉ厚鋼板のＭＮｉを１．２以下とすることができない。その結果、焼減りを低減できない。そのため、１１８０℃以上の温度で１ｈ以上加熱するとした。加熱温度、加熱時間の上限についは特に限定しないが、加熱温度については、１３００℃を超えるとスケールの発生が著しく、結晶が粗大化して機械的特性が低下するため、１３００℃以下とすることが好ましい。一方、加熱時間の上限は、時間が長すぎると生産効率が低下する。
中間加熱を施した鋼板に、仕上げ圧延を施す。仕上げ圧延の条件は特に限定されるものではないが、通常通り、９００〜１１００℃の温度で、圧下比１〜３０程度で行えばよい。
化学成分が質量％で表１に示されるスラブを用意した。
このスラブを表２に示す条件で粗圧延、粗圧延後の中間加熱、及び仕上げ圧延を行った。ここで、粗圧延における圧下比とは、スラブ厚と粗圧延後の板厚との比である。粗圧延と仕上げ圧延の間には中間加熱を行っており、加熱温度および当該加熱温度で保持する時間を変化させた条件を設定している。また条件番号８は粗圧延から直接仕上げ圧延を行い、中間加熱を実施しない条件である。
これらの組み合わせとして、表３に示すような条件で試験を行い、圧延材を得た。これらの板を常温に冷却した後、１℃／ｓで８１０℃まで加熱し、１０分保持し、４０℃／ｓで常温まで冷却する焼入れの熱処理を行い、この熱処理前後での板厚変化率を測定した。この結果を、表３に示す。
ただし、板厚変化率は、（熱処理前板厚−熱処理後板厚）／熱処理前板厚、として定義した。また鋼板の１／４厚部における１ｍｍ×１ｍｍの視野を１μｍピッチでＥＰＭＡを用いてＮｉの濃度を測定し、ライン分析によって得られたＮｉの最大濃度と平均濃度との比であるミクロ偏析度ＭＮｉを求めた。
ただし、板厚変化率は、（熱処理前板厚−熱処理後板厚）／熱処理前板厚、として定義した。また鋼板の１／４厚部における１ｍｍ×１ｍｍの視野を１μｍピッチでＥＰＭＡを用いてＮｉの濃度を測定し、ライン分析によって得られたＮｉの最大濃度と平均濃度との比であるミクロ偏析度ＭＮｉを求めた。
表３において、本発明である試験水準２、４、６、８、１１、１３、１４、１５、１６、１８、１９，２０は、成分および粗圧延、中間加熱の条件が本発明に限定する範囲内であり、その結果、ミクロ偏析度ＭＮｉを本発明の限定する１．２以下とすることができたため、板厚変化率を０．２％以内に抑えることができた。
表３において、本発明である試験水準２２〜２４は、鋼符号ｃに対し、各選択添加成分を加えた際の影響について調査する目的である。何れの場合も、選択添加成分を添加したことによるＮｉの偏析への影響は小さく、従って熱処理中の板厚変化率も小さな値となった。
一方、比較例である試験水準１は、粗圧延における圧下比が２よりも小さかったため、Ｎｉの拡散が十分に促進されず、ミクロ偏析度ＭＮｉが１．２を超え、その結果、板厚変化が０．３％となった。
比較例である試験水準３は、中間加熱の加熱温度が低かったため、Ｎｉの拡散が不十分で、ミクロ偏析度ＭＮｉが１．２を超える偏析が生じ、熱処理における板厚変化率が０．７％となった。
比較例である試験水準５および１０は、中間加熱を行わなかったため、Ｎｉの拡散がなされず、ミクロ偏析度ＭＮｉが１．２を超える偏析が生じ、熱処理における板厚変化率が１．０％となった。試験水準７は中間加熱の時間が短かったため、偏析の拡散が不十分で板厚変化率が０．４％となった。
比較例である試験水準７は、中間加熱の時間が不十分であり、Ｎｉの拡散がなされず、ミクロ偏析度ＭＮｉが１．２を超える偏析が生じ、熱処理における板厚変化率が０．４％となった。
比較例である試験水準９は、成分が本発明の限定を満たさなくとも、ミクロ偏析度ＭＮｉが１．２以下を満たすため、板厚の変化率が０．２％であったが、Ｃの添加量が本発明よりも低いため、靭性に難がある。
比較例である試験水準１２は、ミクロ偏析度ＭＮｉが１．２以下であったが、成分が本発明の限定を超えており、Ｍｎの偏析を生じたため、板厚の変化率０．３％となった。
本発明のＣの上限値である鋼符号e〜ｈを用いた試験水準１３〜１６では、目的の範囲内に抑えることが出来た一方、比較例である試験水準１７では、鋼符号iのＣ含有量が本発明の条件を超過しており、ミクロ偏析度ＭＮｉが１．３２となったため、板厚変化率が０．３％となった。
比較例である試験水準２１は、Ｎｉの量が本発明の範囲を超えており、中間加熱を十分に行ってもミクロ偏析度ＭＮｉが１．２を超える偏析が残存するため、熱処理における板厚変化率が０．４％となった。この場合、より加熱温度を上げるか加熱時間を長時間とする必要がある。
比較例である試験水準２５は、製造方法が本発明の限定を満たさなくとも、ミクロ偏析度ＭＮｉが１．２以下を満たすため、板厚の変化率が０．２％であったが、Ｎｉの添加量が本発明よりも低いため、耐食性に難がある。
表３において、本発明である試験水準２２〜２４は、鋼符号ｃに対し、各選択添加成分を加えた際の影響について調査する目的である。何れの場合も、選択添加成分を添加したことによるＮｉの偏析への影響は小さく、従って熱処理中の板厚変化率も小さな値となった。
一方、比較例である試験水準１は、粗圧延における圧下比が２よりも小さかったため、Ｎｉの拡散が十分に促進されず、ミクロ偏析度ＭＮｉが１．２を超え、その結果、板厚変化が０．３％となった。
比較例である試験水準３は、中間加熱の加熱温度が低かったため、Ｎｉの拡散が不十分で、ミクロ偏析度ＭＮｉが１．２を超える偏析が生じ、熱処理における板厚変化率が０．７％となった。
比較例である試験水準５および１０は、中間加熱を行わなかったため、Ｎｉの拡散がなされず、ミクロ偏析度ＭＮｉが１．２を超える偏析が生じ、熱処理における板厚変化率が１．０％となった。試験水準７は中間加熱の時間が短かったため、偏析の拡散が不十分で板厚変化率が０．４％となった。
比較例である試験水準７は、中間加熱の時間が不十分であり、Ｎｉの拡散がなされず、ミクロ偏析度ＭＮｉが１．２を超える偏析が生じ、熱処理における板厚変化率が０．４％となった。
比較例である試験水準９は、成分が本発明の限定を満たさなくとも、ミクロ偏析度ＭＮｉが１．２以下を満たすため、板厚の変化率が０．２％であったが、Ｃの添加量が本発明よりも低いため、靭性に難がある。
比較例である試験水準１２は、ミクロ偏析度ＭＮｉが１．２以下であったが、成分が本発明の限定を超えており、Ｍｎの偏析を生じたため、板厚の変化率０．３％となった。
本発明のＣの上限値である鋼符号e〜ｈを用いた試験水準１３〜１６では、目的の範囲内に抑えることが出来た一方、比較例である試験水準１７では、鋼符号iのＣ含有量が本発明の条件を超過しており、ミクロ偏析度ＭＮｉが１．３２となったため、板厚変化率が０．３％となった。
比較例である試験水準２１は、Ｎｉの量が本発明の範囲を超えており、中間加熱を十分に行ってもミクロ偏析度ＭＮｉが１．２を超える偏析が残存するため、熱処理における板厚変化率が０．４％となった。この場合、より加熱温度を上げるか加熱時間を長時間とする必要がある。
比較例である試験水準２５は、製造方法が本発明の限定を満たさなくとも、ミクロ偏析度ＭＮｉが１．２以下を満たすため、板厚の変化率が０．２％であったが、Ｎｉの添加量が本発明よりも低いため、耐食性に難がある。
本発明により、高Ｎｉ厚鋼板の焼減りが低減できるので、機械的手入れ工程の追加の手間やコストが低減され、格落ち（不良品）を低減できる。その結果、高品質の高Ｎｉ厚鋼板を廉価で提供できるという優れた産業上の利用性を有する。
１…Ｌ１収縮量、２…Ｌ２収縮量、３…Ｌ１収縮力、４…Ｌ２からＬ１への拘束力、５…実際のＬ１収縮力
Claims (4)
- 質量％で、
Ｃ：０．１０超〜０．３０％、
Ｓｉ：０．０１〜１．５％、
Ｍｎ：０．１〜２．０％、
Ｎｉ：１〜５％、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．０２％以下、
Ｎ：０．０５％以下、
Ａｌ：０．０５％以下、
および残部がＦｅおよび不可避的不純物で構成される化学成分を有し、１／４厚部のＮｉミクロ偏析度が１．２以下であることを特徴とする高Ｎｉ厚鋼板。 - 前記高Ｎｉ厚鋼板が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ｔｉ：０．１％以下、
Ｎｂ：０．１％以下、
Ｂ：０．０１％以下、
Ｃｒ：１．５％以下、
Ｃｕ：１．０％以下、
の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に記載の高Ｎｉ厚鋼板。 - 前記高Ｎｉ厚鋼板が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ｍｏ：１．０％以下、
Ｗ：０．５％以下、
Ｖ：０．５％以下、
の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または請求項２に記載の高Ｎｉ厚鋼板。 - 請求項１〜請求項３のいずれか１項に記載の高Ｎｉ厚鋼板の製造方法であって、請求項１〜３のいずれか１項に記載の成分を含有するスラブを、圧下比が少なくとも２まで粗圧延を行い、その後１１８０℃以上の温度で１ｈ以上加熱し、その後に仕上げ圧延工程を行うことを特徴とする高Ｎｉ厚鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2018013713A JP2019131851A (ja) | 2018-01-30 | 2018-01-30 | 高Ｎｉ厚鋼板およびその製造方法 |
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| JP2018013713A JP2019131851A (ja) | 2018-01-30 | 2018-01-30 | 高Ｎｉ厚鋼板およびその製造方法 |
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|---|---|
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Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN110565017A (zh) * | 2019-09-20 | 2019-12-13 | 舞阳钢铁有限责任公司 | 一种连铸和电渣成材的核电飞轮用钢板及其冶炼方法 |
| CN112593166A (zh) * | 2020-12-22 | 2021-04-02 | 河南中原特钢装备制造有限公司 | 超高强度高韧性合金结构钢及其冶炼工艺 |
-
2018
- 2018-01-30 JP JP2018013713A patent/JP2019131851A/ja active Pending
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN110565017A (zh) * | 2019-09-20 | 2019-12-13 | 舞阳钢铁有限责任公司 | 一种连铸和电渣成材的核电飞轮用钢板及其冶炼方法 |
| CN112593166A (zh) * | 2020-12-22 | 2021-04-02 | 河南中原特钢装备制造有限公司 | 超高强度高韧性合金结构钢及其冶炼工艺 |
| CN112593166B (zh) * | 2020-12-22 | 2022-05-03 | 河南中原特钢装备制造有限公司 | 超高强度高韧性合金结构钢及其冶炼工艺 |
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