JP4654594B2 - 極厚鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Description

この発明は、極厚鋼板およびその製造方法、特に、連続鋳造スラブまたはそれに予備圧延を施した鋼板を２枚以上重ね合わせて、機械的性質が板厚方向に均一な、すなわち、ミクロ組織が板厚方向に一様な、板厚２００ｍｍ以上の極厚鋼板およびそれを安価に製造する方法に関するものである。

板厚が１００ｍｍを超える極厚鋼板は、従来から圧力容器や大型構造物等に使用されている。このような極厚鋼板は、その用途の関係から特に内部品質の均一性が要求されている。このような極厚鋼板は、インゴット法により鋳造された鋼塊を分塊圧延して製造されていたが、経済性に問題があった。

そこで、特公平７−８３９４６号公報（特許文献１）、特開平２−１９７３８３号公報（特許文献２）、特開平４−１９０９０２号公報（特許文献３）、特開平４−２６６４０２号公報（特許文献４）には、複数枚の連続鋳造スラブを重ね合わせ、重ね合わせ面の四周を溶接して複合スラブを形成し、重ね合わせ面を真空処理した後、熱間圧延して板厚１００ｍｍ以上の極厚鋼板を製造する方法が記載されている。これらの従来技術では、スラブの接合性の観点から圧下比が規定されており、特許文献１では２以上、特許文献２では３以上、特許文献３および４ではそれぞれ２．５以上である。

また、特開平６−１５４６６号公報（特許文献５）には、複合スラブの圧下比の低減を目的として、スラブの重ね合わせ面間にアモルファス金属をインサートして、１．６以上の圧下比で圧延する板厚１００ｍｍ以上の極厚鋼板を製造する方法が開示されている。

特公平７−８３９４６号公報 特開平２−１９７３８３号公報 特開平４−１９０９０２号公報 特開平４−２６６４０２号公報 特開平６−１５４６６号公報

しかしながら、上記従来技術は、次のような問題を有している。すなわち、特許文献１から４に開示された従来技術は、圧下比が２以上と大きいので、得られた製品板厚も２００ｍｍ以下である。

また、特許文献５に開示された従来技術は、圧下比が小さいので、２００ｍｍ以上の板厚の極厚鋼板を得ることができるものの、高価なアモルファス金属を必要とするので、現実的でない。さらに、アモルファス金属を用いるということは、接合特性としては健全な特性は得られるが、接合部と他部分との材質が相違することから全ての部分が同じ性質にはならない場合がある。すなわち、アモルファス金属は、ＳｉやＢを母材鋼に比べて多量に含むため、母材鋼に比べて強度が高く、その分延靭性に劣る場合がある。

従って、この発明の目的は、２枚以上重ね合わされたスラブまたは鋼板の接合面が健全に接合しているばかりでなく、板厚方向の機械的性質が均一である、板厚２００ｍｍ以上の極厚鋼板およびその製造方法を提供することにある。

そこで、本発明者らは、複合スラブの作製方法および圧延方法と接合部のミクロ組織および機械的性質との関係を詳細に調査した。その結果、圧延前の複合スラブの作製条件については、接合予定面の粗さと真空度を適正に制御することによって、接合状態を健全にすることができるだけではなく、板厚方向の機械的性質を均一にできるといった知見を得た。また、熱間圧延の条件としては、加熱温度を適正に制御すること、および、有効中心応力和のＳeffを考慮した圧延パススケジュールを組むことによって、健全な接合状態と板厚方向の機械的性質の均一性を得ることができる知見を得た。

この発明は、上述した知見に基づきなされたものであり、下記を特徴とするものである。

請求項１記載の発明は、２枚以上のスラブまたは鋼板が重ね合わされ、重ね合わされた２枚以上のスラブまたは鋼板が圧延されることにより互いに接合された極厚鋼板であって、板厚中心部の結晶粒径が板厚方向全体の結晶粒径平均の１．５倍以下であり、板厚２００ｍｍ以上であることに特徴を有するものである。

請求項２記載の発明は、接合予定面の黒皮を除去して、接合予定面の中心線平均粗さを３０μｍ以下とした、素材となる２枚以上のスラブまたは鋼板を重ね合わせ、重ね合わせた界面に沿って四周を溶接して複合スラブを作製し、界面を空気圧１Ｐａ以下に減圧して、１１００℃以上に加熱し、下記（１）式で定義される有効中心応力和Ｓeffが０．３以上、圧下比２未満の条件で熱間圧延することを特徴とする、板厚中心部の結晶粒径が板厚方向全体の結晶粒径平均の１．５倍以下で、板厚２００ｍｍ以上の極厚鋼板を製造することに特徴を有するものであり、請求項３記載の発明は、請求項２に記載された方法により製造された極厚鋼板であり、板厚中心部の結晶粒径が板厚方向全体の結晶粒径平均の１．５倍以下であり、板厚２００ｍｍ以上であることに特徴を有するものである。
Ｓeff＝Σ〔（σｔｃmax／ｋ₀）−１〕 ---（１）
（１）式において、Σは、圧延スケジュールを通した各パスの値の総和を示す。
ただし、（σｔｃmax／ｋ₀）−１＜０は、加算しない。
また、σｔｃmax／ｋ₀＝１．６７×（ｌｄ／ｈｍ）＋０．５
ここで、ｌｄ：投影接触弧長
ｈｍ：平均板厚（入り側板厚と出側板厚との平均）
ｋ₀ ：変形抵抗

従来、造塊スラブから製造していた極厚鋼板が、安価な連続鋳造スラブから製造可能となり、しかも、板厚方向の特性が均一な極厚鋼板を得ることができるので、大型構造物の建造への多大な寄与が期待できる。

この発明は、板厚方向の機械的性質が均一である、板厚２００ｍｍ以上の極厚鋼板およびその製造方法である。

まず、板厚方向に機械的性質が均一であるためには、インサート金属等の母材と異なる材質の素材を用いないことは勿論である。さらに、単一化学成分であるだけでなく、金属組織的に一様であることが必要である。金属組織的な因子として、ここで重要となるのは、ポロシティと結晶粒径である。

この発明におけるポロシティとしては、素材である連続鋳造スラブのセンターポロシティと接合界面の未圧着ポロシティとがある。どちらのポロシティも、機械的性質に影響を及ぼすかどうかは、超音波探傷試験において評価可能である。すなわち、超音波探傷試験で検出されるようなポロシティが多く残存する場合には、引張試験における伸びが不足したり、シャルピー衝撃試験の吸収エネルギーが不足して延靭性が低下する。このため、基本的にはポロシティがない方が好ましいが、数μｍ程度のマイクロポロシティが若干残存しても超音波探傷試験によってほとんど検知できない程度のものであれば支障がない。

なお、下記の製造方法についての説明は、接合界面のポロシティに対するものであるが、連続鋳造スラブのセンターポロシティの対策もこれに準じるものである。すなわち、センターポロシティは、複合スラブの板厚方向中央部に位置する接合界面より表層に近い位置にあり、圧延による圧縮応力が大きく作用するため、接合界面のポロシティを圧着可能な加熱温度と圧延条件を選定することにより、連続鋳造スラブのセンターポロシティも圧着することができる。ただし、使用するスラブのセンターポロシティの大きさが１ｍｍを超えると、接合界面に準じた対策では効果が低減することから、センターポロシティの大きさが１ｍｍ以下のスラブを用いることが好ましい。また、素材となる連続鋳造スラブに事前に予備圧延を行ってセンターポロシティの低減を図ることも有効である。

結晶粒径については、光学顕微鏡観察によって、機械的性質への影響を評価することができる。すなわち、フェライト組織主体の場合はフェライト結晶粒径を、マルテンサイト組織やベイナイト組織主体の場合は旧オーステナイト結晶粒径を、また、オーステナイト組織主体の場合はオーステナイト結晶粒径を測定することにより、機械的性質への影響を勘案できる。

一般に、単一のスラブまたはインゴットを圧延する場合は、鋳造時において既に板厚方向表層部に比べて板厚方向中央部の結晶粒が大きい傾向にある。ここで、板厚方向中央部とは、板厚中心において、全板厚の約１０％の厚み部分を表す。

単一材の圧延前の加熱時には、板厚方向全体として、上記傾向を引き継いだまま、結晶粒の成長が起こる。さらに、圧延時には、板厚方向中央部では、圧延による歪が加わりにくいことから、結晶粒が粗大なまま残る傾向にあることが重なり、板厚方向中央部の降伏強度および靭性は、他の部分に比べて劣る。この傾向は板厚が大きいほど顕著となる。よって、単一材で板厚２００ｍｍ以上の極厚鋼板を製造する場合には、板厚方向での機械的性質の不均一は避けられない。

一方、複数枚のスラブまたは鋼板を素材として重ね合わせた複合スラブを圧延する場合、製品板厚が比較的小さく素材として板厚の小さいものを使用できる場合は、素材段階での板厚方向の結晶粒径の差が小さいものを用いることができる。また、スラブに予備圧延を施し、板厚方向の結晶粒径差を縮小したものを用いることもできる。

この発明のように製品板厚が２００ｍｍを超える場合は、素材として連続鋳造ままのスラブを用いて複合スラブを圧延することになる。この場合、結晶粒の粗大化が懸念されるが、複合スラブの製造条件を鋭意検討した結果、適切な圧延条件を選定することにより、素材同士の接合界面近傍における結晶粒径の成長を他の部分に比べて抑制できることを見出した。この現象の金属組織制御学的なメカニズムは明らかではないが、複合スラブの厚み方向における接合界面の位置によらず、すなわち、接合界面が板厚中心部と一致する場合でもこの現象が発現することを発見した。また、場合によっては、細粒化が促進される現象も観察された。

従って、この現象を利用すれば、圧延歪が加わりにくく、結晶粒径が粗大化しやすい板厚中央部において、結晶粒の粗大化を抑制することができる。すなわち、極厚鋼板板厚方向の結晶粒径の偏差を小さくすることができ、この結果、機械的性質のばらつきも抑制することができる。

以上の知見から、単一素材から極厚鋼板を製造する方法より、複数枚の素材を組み合わせて極厚鋼板を製造する方法の方が、素材の組合せや製造条件の最適化により、板厚方向の結晶粒径分布が一様でかつ特性に悪影響を及ぼすサイズのポロシティのない極厚鋼板を得ることができることが分かった。

結晶粒径の違いによる機械的性質の変化としては、板厚方向の、ある範囲における結晶粒径の平均が、他の範囲における結晶粒径の平均と１．５倍を超えて違わなければ、大きな違いは生じない。すなわち、機械試験値として制御可能である。具体的には、引張試験における各特性値については平均値の±１０％以内、またシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーにおいては平均値の±５０％以内に収まる。よって、極厚鋼板の機械的性質を均一とするためには、結晶粒が粗大となりやすい板厚中心部において、他の部分に比べた結晶粒径を１．５倍以内とすることが必要である。

次に、この発明の製造方法について説明する。

まず、接合予定面の黒皮を除去する。接合予定面に黒皮が残存すると、金属的な結合を阻害し、機械的性質を劣化させるからである。

接合予定面の中心線平均粗さを３０μｍ以下とする。中心線平均粗さが３０μｍを超えると、後述の圧延条件で圧下を加えても、マイクロポロシティが残存する場合がある。なお、好ましくは、中心線平均粗さを２０μｍ以下とする。

スラブまたは鋼板の重ね合わせ方としては、複合スラブの板厚方向中央部と素材の板厚方向中央部とが一致することは避け、接合界面を複合スラブの板厚方向中央部と一致させることが好ましい。すなわち、素材段階で比較的粗粒、かつセンターポロシティのあるスラブ中央部を、圧延による歪が加わりにくく、結晶粒が粗大化しやすい複合スラブの板厚方向中央部とすることは好ましくない。一方、素材の接合界面の結晶粒粗大化抑制現象が期待できる部分と複合スラブの板厚方向中央部と一致させれば、製品板厚方向の結晶粒径のばらつきを抑えることができる。

複合スラブを形成する際の重ね合わせ面の四周の溶接は、ＥＢ（電子ビーム）溶接、ＭＩＧ溶接、ＳＭＡＷ（手溶接）等を用いることができる。また、この発明は炭素鋼以外にステンレス鋼にも適用できる。

重ね合わせ面の四周を溶接した後、公知の適当な手段で界面に存在する空気を排除する。この場合、空気圧が１Ｐａを超えて残存すると、素材がＣｒやＳｉ等の酸素との親和力の大きい元素を含む場合、強固な酸化皮膜を形成して接合を阻害する。一方、ＣｒやＳｉの含有量が少なく酸化皮膜ができにくい場合には、素材の接合面の結晶粒粗大化現象を引き起こす場合がある。これは、空気中の酸素と素材中の炭素が反応して脱炭現象が起き、炭化物による結晶粒成長抑制効果が失われるためと考えられる。よって、空気圧を１Ｐａ以下に排気する。

加熱温度は１１００℃以上とする。加熱温度は、素材の変形抵抗を低減し、１パス当たりの圧下率を大きくできることから高い方が好ましい。好ましくは、１２００℃以上である。１１００℃未満となると、後述の条件で圧延してもマイクロポロシティの残存が多くなり、機械的性質を阻害するようになる。

圧延条件は、下記（１）式で定義される有効中心応力和Ｓeffが０．３以上、圧下比２未満とする。
Ｓeff＝Σ〔（σｔｃmax／ｋ₀）−１〕 ---（１）
（１）式において、Σは、圧延スケジュールを通した各パスの値の総和を示す。
ただし、（σｔｃmax／ｋ₀）−１＜０は、加算しない。
また、σｔｃmax／ｋ₀＝１．６７×（ｌｄ／ｈｍ）＋０．５
ここで、ｌｄ：投影接触弧長
ｈｍ：平均板厚（入り側板厚と出側板厚との平均）
ｋ₀ ：変形抵抗

上記（１）式において、σｔｃmax／ｋ₀は、圧延時の板厚方向の圧縮応力と変形抵抗との比であり、モデル圧延実験により圧延時の板厚方向の圧縮応力を測定して定式化した。素材として同一寸法の２枚のスラブまたは鋼板を重ね合わせた場合、接合界面は板厚の１／２の位置となる。接合界面の接合性について検討した結果、有効中心応力和Ｓeffが０．３以上であれば接合界面は良好に圧着し、接合界面に欠陥が生じないことが分かった。従って、有効中心応力和Ｓeffの値を０．３以上に限定した。

また、上記の十分な接合が達成される加熱、圧延条件を選定した場合には、接合界面近傍の結晶粒の成長が抑制されることが判明した。

なお、３枚以上の奇数枚のスラブまたは鋼板を素材として重ね合わせて圧延する場合には、素材の接合界面は、複合スラブの板厚の１／２にはならず、より表層に近い位置になる。このような場合、圧延による圧縮応力、歪は、板厚中央部よりも表層に近い部分の方が大きい。そのため、板厚の１／２の接合界面が圧着される条件であれば、スラブ枚数が奇数であっても、接合界面は良好に圧着し、接合界面に欠陥が生じないことが分かった。ただし、前述のように、素材スラブの板厚方向中央部が複合スラブの板厚方向中央部と一致する場合は、結晶粒が粗大化しやすいため、中央部に位置する素材スラブついては、予備圧延等により事前に結晶粒径の微細化を図ることが望ましい。

素材としてＳＳ４００用の鋼種を用いて、板厚として２水準の製造例を示す。表１に製造条件、表２に特性評価結果を示す。

超音波探傷試験はＪＩＳ Ｇ０８０１に準拠して実施した。表２において、○印は、接合界面に該当する位置に欠陥が検出されないことを示し、×印は、接合界面に該当する位置に欠陥が検出されたことを示す。結晶粒径は、圧延方向−板厚方向の断面を、ナイタール腐食液でエッチング後、光学顕微鏡を用いて、倍率１００倍の組織観察により評価した。まず、板厚１／８位置、１／４位置、１／２位置のそれぞれにおいて、板厚方向に１０ｍｍの長さの部分の結晶粒切片長を測定し、結晶粒径を評価した。次に、上記３位置の結晶粒径を平均して全体平均とした。引張試験はＪＩＳ４号試験片を用い、圧延直角方向で試験片を採取した。シャルピー衝撃試験は、ＪＩＳ４号フルサイズ試験片を用い、採取方向は圧延方向とした。表中の値は、各位置３本ずつ試験を行った平均値である。

Ｎｏ．１とＮｏ．３は、この発明の実施例であり、何れも、超音波探傷試験によって接合界面に該当する位置に欠陥が検出されず、鋼板の内質が健全であり、結晶粒径測定においては板厚中央部で結晶粒が粗大化していないことが確かめられた。そして、機械的特性も板厚方向にほぼ一様な結果であった。

一方、Ｎｏ．２とＮｏ．４は、比較例であり、Ｎｏ．２は、接合予定面の研削が粗かったために、超音波探傷試験によって接合界面に若干の欠陥が検出された。また、接合が不十分だった結果、板厚中央部の結晶粒径が他の部分に比べて大きくなっていた。そして、機械的性質については、板厚中央部が他の部分に比べて、ＹＰと伸びの低下が著しいと共に、シャルピー衝撃試験における０℃での吸収エネルギーが著しく劣っていた。

Ｎｏ．４は、複合スラブ作製後の接合界面の排気が十分でなかったため、超音波探傷試験によって接合界面に欠陥が多く検出された。ミクロ観察においては、接合界面近傍で脱炭現象が観察され、結晶粒の粗大化も観察された。引張試験においては、板厚中央部で強度が低下しており、伸びも著しく低下していた。そして、シャルピー衝撃試験においても、板厚中央部で靭性の著しい劣化が認められた。

以上の結果から、この発明によれば、板厚方向に一様なミクロ組織を有し、また板厚方向の機械的性質が均一な板厚２００ｍｍ以上の極厚鋼板が得られることが確認できた。

Claims (3)

1. ２枚以上のスラブまたは鋼板が重ね合わされ、重ね合わされた２枚以上のスラブまたは鋼板が圧延されることにより互いに接合された極厚鋼板であって、板厚中心部の結晶粒径が板厚方向全体の結晶粒径平均の１．５倍以下であることを特徴とする、板厚２００ｍｍ以上の極厚鋼板。
2. 接合予定面の黒皮を除去して、接合予定面の中心線平均粗さを３０μｍ以下とした、素材となる２枚以上のスラブまたは鋼板を重ね合わせ、重ね合わせた界面に沿って四周を溶接して複合スラブを作製し、界面を空気圧１Ｐａ以下に減圧して、１１００℃以上に加熱し、下記（１）式で定義される有効中心応力和Ｓeffが０．３以上、圧下比２未満の条件で熱間圧延することを特徴とする、板厚中心部の結晶粒径が板厚方向全体の結晶粒径平均の１．５倍以下である、板厚２００ｍｍ以上の極厚鋼板の製造方法。
   Ｓeff＝Σ〔（σｔｃmax／ｋ₀）−１〕 ---（１）
   （１）式において、Σは、圧延スケジュールを通した各パスの値の総和を示す。
   ただし、（σｔｃmax／ｋ₀）−１＜０は、加算しない。
   また、σｔｃmax／ｋ₀＝１．６７×（ｌｄ／ｈｍ）＋０．５
   ここで、ｌｄ：投影接触弧長
   ｈｍ：平均板厚（入り側板厚と出側板厚との平均）
   ｋ₀ ：変形抵抗
3. 請求項２に記載された方法により製造されたことを特徴とする、板厚中心部の結晶粒径が板厚方向全体の結晶粒径平均の１．５倍以下であることを特徴とする、板厚２００ｍｍ以上の極厚鋼板。