JP2020002465A - 表面加工品質に優れた低温用鋼板、及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
Description
最近は、低温用鋼板として、ニッケルを完全に排除する代わりに、多量のマンガン及び炭素を添加してオーステナイトを安定化させ、アルミニウムを添加することで、極低温特性に優れた鋼材(特許文献1)、及びマンガンを添加してオーステナイトとイプシロンマルテンサイトの混合組織を得る低温靭性に優れた鋼材(特許文献2)などが報告されている。
オーステナイトを主組織とする低温用鋼板では、多量の炭素とマンガンを添加してオーステナイトを安定化させるが、これにより、オーステナイトの再結晶挙動に影響を与えて、通常の圧延温度区間における部分再結晶及び不均一な結晶粒成長によって特定の少数のオーステナイト結晶粒のみが過度に成長するようになり、微細組織内のオーステナイト結晶粒の大きさが著しく不均一となる。
したがって、炭素とマンガンの添加によって微細組織をオーステナイト化した鋼材の場合、粗大結晶粒の早期双晶変形による表面ムラを解決することで、経済的かつ構造安定性が確保された低コストの極低温用鋼材の開発への要求が切実になっている。
TiとNは下記関係式1を満たし、0.012〜0.025μmの大きさを有するTiN析出物を1mm2当たり2.7×108〜5.4×108個含み、
微細組織として、オーステナイトを面積分率で95%以上含み、前記微細組織内において200μm以上の大きさを有するオーステナイトの結晶粒の数が単位cm2当たり5個以下であることを特徴とする。
前記TiとNは下記関係式1を満たすスラブを準備する段階と、
スラブを1050〜1250℃の温度で加熱する段階と、
加熱されたスラブを熱間圧延して熱延鋼板を製造する段階と、を含み、
前記熱延鋼板は、0.012〜0.025μmの大きさを有するTiN析出物を1mm2当たり2.7×108〜5.4×108個含み、
前記熱延鋼板は、微細組織として、オーステナイトを面積分率で95%以上含み、
前記鋼板の微細組織内において200μm以上の大きさを有するオーステナイトの結晶粒の数が単位cm2当たり5個以下であることを特徴とする。
1.0≦Ti/N≦4.5
(但し、各数式中のMn、C、Cr、Ti、及びNは各成分含量の質量%を意味する。)
さらに、課題の解決手段は、本発明の特徴を全て列挙したものではない。本発明の様々な特徴と、それによる長所及び効果は、以下の具体的な実施形態を通じてより詳細に理解することができる。
その結果、オーステナイト結晶粒の過度な粗大化を抑制するために、Ti添加によりTi系析出物を適切に析出させることで、微細なオーステナイトが均一に分布する低温用鋼材が得られることを確認し、本発明の完成に至った。
以下、本発明の一側面による表面品質に優れた低温用鋼板について詳細に説明する。
[関係式1]
1.0≦Ti/N≦4.5
(但し、各数式中のMn、C、Cr、Ti及びNは各成分含量の質量%を意味する。)
先ず、本発明の一側面による表面品質に優れた低温用鋼板の合金組成を挙げて詳細に説明する。以下、各合金元素の単位は質量%である。
マンガンは、本発明においてオーステナイトを安定化させる役割を果たす元素である。本発明において、極低温でのオーステナイト相を安定化させるためには、15%以上含まれることが好ましい。即ち、マンガンの含量が15%未満では、炭素含量が小さいと、準安定相であるイプシロンマルテンサイトが形成され、極低温での加工誘起変態によってアルファマルテンサイトに変態しやすくなるため、靭性を確保することができず、これを防止するために、炭素含量を増加させてオーステナイトの安定化を図ろうとすると、かえって炭化物が析出して物性が急激に劣化するため好ましくない。そのため、マンガンの含量は、15%以上とすることが好ましい。これに対して、マンガンの含量が35%を超えると、鋼材の腐食速度の低下をもたらし、含量の増加によって経済性が減少するという問題点がある。そのため、マンガンの含量は、15〜35%に限定することが好ましい。
炭素は、オーステナイトを安定化させながら強度を増加させる元素であり、特に、冷却過程若しくは加工によるオーステナイトからイプシロン若しくはアルファマルテンサイトへの変態点であるMs及びMdを低くする役割を果たす。そのため、炭素の添加量が不十分であると、オーステナイトの安定度が足りなくなるため、極低温で安定したオーステナイトが得られず、また、外部応力によってイプシロン若しくはアルファマルテンサイトへの加工誘起変態を起こしやすいため、靭性を減少させ、さらに、鋼材の強度も減少させる。これに対して、炭素の含量が多すぎると、炭化物が析出して靭性が急激に劣化し、強度が増加しすぎて加工性が悪くなる短所がある。
特に、本発明において、炭素の含量は、炭素及びその他の共に添加される元素との関係に留意しながら決定することが好ましい。本願発明者らが見出した炭化物形成に対する炭素とマンガンとの関係を図4に示した。図4から分かるように、炭化物は炭素によって形成されることが明白であるが、炭素が独立して炭化物の形成に影響を及ぼすのではなく、マンガンと複合的に作用してその形成傾向に影響を及ぼす。
銅は、炭化物内の固溶度が非常に低く、オーステナイト内での拡散が遅いため、オーステナイトと核生成した炭化物の界面に濃縮されるが、そのため、炭素の拡散を妨害することで炭化物成長を効果的に遅らせることができ、その結果、炭化物生成を抑制するという効果がある。また銅は、オーステナイトを安定化させて極低温靭性を向上させるという効果もある。但し、Cuの含量が5%を超えると、鋼材の熱間加工性を低下させる問題点があるため、その上限を5%に制限することが好ましい。さらに、上述した炭化物の抑制効果を得るためには、銅の含量が0.5%以上であることがより好ましい。
クロムは、適正な添加量の範囲までは、オーステナイトを安定化させて低温での衝撃靭性を向上させ、オーステナイト内に固溶して鋼材の強度を増加させる役割を果たす。また、クロムは、鋼材の耐食性を向上させる元素でもある。但し、クロムは炭化物元素であって、特に、オーステナイト粒界に炭化物を形成して低温での衝撃を減少させる元素でもある。そのため、本発明で添加されるクロムの含量は、炭素及び、その他の共に添加される元素との関係に留意しながら決定することが好ましい。炭化物の形成を防止するためには、他の成分が本発明で規定する範囲を満たすという前提の下で28.5C+4.4Cr(ここで、C、Crは各成分の含量を質量%単位で示したものである。)の値を57以下に制御することが好ましい。28.5C+4.4Crの値が57を超えると、過度なクロム及び炭素含量によってオーステナイト粒界における炭化物の生成を効果的に抑制することが困難となり、これに伴い、低温での衝撃靭性が減少する問題点がある。そのため、本発明において、クロムの含量は、28.5C+4.4Cr≦57を満たすように添加することが好ましい。
チタニウム(Ti)は、鋼中の窒素(N)と結合してTiN析出物を形成する元素である。本発明では、高温熱間圧延時に一部のオーステナイト結晶粒の過度な粗大化が発生することがあるため、TiNを適切に析出させることで、オーステナイトの結晶粒成長を抑制することができる。この目的のために、Tiは、少なくとも0.01%以上添加する必要がある。但し、その含量が0.5%を超えると、その効果が飽和するだけでなく、かえって粗大なTiNが晶出することで、その効果が半減することもあり、好ましくない。そのため、本発明では、Tiの含量を0.01〜0.5%に制限することが好ましい。
本発明では、上記のTi添加の目的が効果的に達成されるよう、窒素(N)が同時に添加される必要がある。特に、TiNの効果的な析出のためには、Nを0.003%以上 添加することが好ましいが、Nの固溶度が0.2%以下であるため、それ以上添加するのは非常に困難であり、さらに、TiNの析出のためには0.2%以下の添加で足りるため、その上限は0.2%に制限することが好ましい。本発明においてNの含量は、0.003〜0.2%に制限することが好ましい。
[関係式1]
1.0≦Ti/N≦4.5
Ti/N比を1.0以上に制御すると、固溶Tiが窒素と結合して微細なTiNが析出するようになり、また、このように析出したTiNが安定して存在するようになるため、オーステナイトの結晶粒成長を抑制するのに非常に効果的である。
但し、Ti/N比が4.5を超えると、溶鋼中で粗大なTiNが晶出するため、鋼材の物性に悪影響を与え、TiNの均一な分布が得られず、さらに、TiNとして析出せず余分なTiが固溶状態で存在して、溶接熱影響部の靭性に悪影響を与えるようになる。しかしながら、Ti/N比が1.0未満であると、母材の固溶窒素量が増加して、溶接熱影響部の靭性に悪影響を与えるようになるため、Ti/N比は1.0以上4.5以下に制御することが好ましい。
TiN析出物の大きさが0.01μm未満であると、母材に再固溶しやすくなり、結晶粒成長を抑制する効果が十分でなくなる。これに対して、TiN析出物の大きさが0.3μmを超えると、オーステナイト結晶粒界のピン止め(pinning)効果が減少し、かえって粗大な大きさに起因して靭性に悪影響を及ぼす。そのため、TiN析出物の大きさは0.01〜0.3μmであることが好ましい。
TiN析出物が1mm2当たり1.0×107個未満であると、結晶粒界のピン止め効果が微々たるものであり、粗大結晶粒の成長を効果的に抑制できなくなる。これに対して、TiN析出物が1mm2当たり1.0×1010個を超えると、析出物の大きさが相対的に小さくなって不安定になり、さらに、材料の衝撃靭性を劣位にする。そのため、TiN析出物の数は1mm2当たり1.0×107〜1.0×1010個であることが好ましい。
通常、200μm未満の結晶粒大きさを有するオーステナイトは、双晶発生応力がスリップ発生応力に比べて十分に大きく、構造物を作製するときに、通常の低温用鋼材の変形率の範囲内では不均一変形を起こさないため、その大きさは200μm以上に限定することが好ましい。また、200μm以上の大きさを有する結晶粒の密度がcm2当たり5個を超えると、粗大結晶粒の高い密度により不均一変形が表面品質に影響を与える程度に劣化するため、200μm以上の大きさを有する結晶粒の密度は、cm2当たり5個以下に限定することが好ましい。
また、オーステナイト粒界に存在する炭化物は、面積分率で5%以下であることが好ましい。本発明において、オーステナイト以外に存在できる組織としては、炭化物が代表的であるが、これは、オーステナイト結晶粒界に析出して粒界破断の原因となり、低温靭性及び延性を劣位にするため、その上限は5%に制限することが好ましい。
本発明の表面加工品質に優れた低温用鋼板の製造方法は、上述した合金組成を満たすスラブを準備する段階と、スラブを1050〜1250℃の温度で加熱する段階と、加熱されたスラブを熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、を含む。
上述した合金組成を満たすスラブを準備する。合金組成を制御した理由も上述の通りである。
スラブを1050〜1250℃の温度で加熱する。
これは、スラブの製造段階で生成する鋳造組織、偏析及び2次相の固溶及び均質化のためのものであって、1050℃未満では、均質化が足りなかったり、加熱炉の温度が低すぎるため、熱間圧延時に変形抵抗が大きくなるという問題があり、1250℃を超えると、鋳造組織内の偏析帯における部分溶融及び表面品質の劣化が生じ、TiNが晶出してオーステナイトの微細化に寄与できず、かえって物性の劣化を招くことがある。そのため、スラブの加熱温度は、1050〜1250℃の範囲を有することが好ましい。
加熱されたスラブを熱間圧延して熱延鋼板を得る。
本発明では、上述した合金組成及びスラブの加熱温度を満たすことで、表面加工品質に優れた低温用鋼板を得ることができる。したがって、熱間圧延段階の条件を制御する必要は特になく、一般的な方法によって熱間圧延を行うことができる。
表1に記載の成分系を満たすスラブを、表2に記載の条件で製造した後、微細組織、降伏強度、延伸率、−196℃でのシャルピー衝撃靭性などを測定し、それぞれを表2又は表3に示した。
表3において、表面不均一(表面ムラ)は、低温用鋼板の表面を肉眼で観察して評価したものである。
これに対して、比較例1〜3は、Tiが未添加であるためTiNの析出ができず、粗大結晶粒が発生して加工後に表面ムラが発生したことが分かった。
特に、比較例4は、本発明で制御する成分系及び組成範囲を満たしておらず、フェライトが生成することで衝撃靭性が非常に劣位にあることが分かった。また、本発明で制御するTiNの大きさ及び個数も満たしておらず、粗大結晶粒の個数が多くなり、表面ムラが発生したことが分かった。
一方、比較例5〜6では、本発明で制御する範囲内でTi及びNが添加されているが、Ti及びNの質量比、TiN析出物の大きさ及び個数が本発明で制御する範囲を満たしておらず、粗大なTiNが析出することで粗大結晶粒が過度に生成し、加工後に表面ムラが発生したことが分かった。
Claims (4)
- マンガン(Mn):21.7〜28.6質量%、炭素(C):23.6C+Mn≧28、及び33.5C−Mn≦23を満たし、且つ0.39〜1.1wt%を満たす範囲、銅(Cu):5質量%以下(0質量%は除く)、クロム(Cr):28.5C+4.4Cr≦57(0質量%は除く)の条件を満たし、且つ0.55〜3.45wt%を満たす範囲、Ti(チタニウム):0.01〜0.5質量%、N(窒素):0.003〜0.2質量%、残りの鉄(Fe)、及びその他の不可避な不純物からなり、
前記Tiと前記Nは下記関係式1を満たし、0.012〜0.025μmの大きさを有するTiN析出物を1mm2当たり2.7×108〜5.4×108個含み、
微細組織として、オーステナイトを面積分率で95%以上含み、前記微細組織内において200μm以上の大きさを有するオーステナイトの結晶粒の数が単位cm2当たり5個以下であることを特徴とする表面加工品質に優れた低温用鋼板。
[関係式1]
1.13≦Ti/N≦2.38
(但し、各数式のMn、C、Cr、Ti、及びNは各成分含量の質量%を意味する。) - 前記オーステナイトの粒界に存在する炭化物は、面積分率で5%以下であることを特徴とする請求項1に記載の表面加工品質に優れた低温用鋼板。
- 前記鋼板の衝撃靭性は、−196℃で41J以上であることを特徴とする請求項1に記載の表面加工品質に優れた低温用鋼板。
- マンガン(Mn):21.7〜28.6質量%、炭素(C):23.6C+Mn≧28、及び33.5C−Mn≦23を満たし、且つ0.39〜1.1wt%を満たす範囲、銅(Cu):5質量%以下(0質量%は除く)、クロム(Cr):28.5C+4.4Cr≦57(0質量%は除く)の条件を満たし、且つ0.55〜3.45wt%を満たす範囲、Ti(チタニウム):0.01〜0.5質量%、N(窒素):0.003〜0.2質量%、残りの鉄(Fe)、及びその他の不可避な不純物からなり、
前記Tiと前記Nは下記関係式1を満たすスラブを準備する段階と、
前記スラブを1050〜1250℃の温度で加熱してオーステナイトの微細組織を形成させる段階と、
前記加熱されたスラブを熱間圧延して熱延鋼板を製造する段階と、を含み、
前記熱延鋼板は、0.012〜0.025μmの大きさを有するTiN析出物を1mm2当たり2.7×108〜5.4×108個含み、
前記熱延鋼板は、微細組織として、オーステナイトを面積分率で95%以上含み、
前記鋼板の微細組織内において200μm以上の大きさを有するオーステナイトの結晶粒の数が単位cm2当たり5個以下であることを特徴とする表面加工品質に優れた低温用鋼板の製造方法。
[関係式1]
1.13≦Ti/N≦2.38
(但し、各数式のMn、C、Cr、Ti、及びNは各成分含量の質量%を意味する。)
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