JP5532832B2 - 熱間圧延ｔ形鋼およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、各種船舶（例えば、石炭船、鉱石船、鉱炭兼用船、原油タンカー、ＬＰＧ船、ＬＮＧ船、ケミカルタンカー、コンテナ船、ばら積み船、木材専用船、チップ専用船、冷凍運搬船、自動車専用船、重量物船、ＲＯＲＯ船、石灰石専用船、セメント専用船など）の構造材、特にロンジ材（縦通材）に好適な熱間圧延Ｔ形鋼であって、強度レンジがＹＰ３５５ＭＰａ級以上、−４０℃でのシャルピー吸収エネルギーが３４Ｊ以上の熱間圧延Ｔ形鋼とその製造方法に関するものである。
船体構造の補強用形鋼として、古くは球平形鋼が用いられていたが、船体の大型化により断面性能の向上と使用鋼材の重量低減とを目的として、不等辺不等厚山形鋼（以下、ＮＡＢという）が用いられることが多くなってきた。しかし、ＮＡＢは左右非対称の断面形状であるため、船体を補強する場合に断面性能に方向性を有し、船体外部から水圧などの力を受けると断面内でねじり力が発生する。そのため、構造上要求される性能から、非対称であるがために発生する上記ねじり力に耐え得る断面性能の形鋼を使用しなければならず、より断面積の大きい寸法のものを使用することにより、船体重量が増加するというデメリットをもたらす場合がある。
さらに、近年新造される原油タンカーでは、改正された海洋汚染防止条約により、（a）船底と船側の構造を二重にして座礁や衝突等により船体が破れても原油が流出し難いように構成する二重船殻（ダブルハル）構造、（b）原油タンクを上下の二層に分けて船側だけを二重構造にするとともに、上下のタンクを分ける中間デッキを喫水線より下に配置することにより、下側のタンクの原油の圧力が常に周囲の水圧よりも低く保たれるようにし、座礁等により船底に穴が開いても下側のタンクの原油が浸入する海水の圧力で上に押し上げられてタンク内に閉じ込められるようにしたミッドデッキ構造、のいずれかを採用することが義務づけられている。特に二重船殻内は、積荷がない時に海水を注入して船舶の安定航行を可能とするバラストウォータータンクとして使用される。このため、船底や船壁に配置されるロンジ材は、海水に直接的に浸漬されるので、十分な耐食性を備えるようにするための防錆塗装が施され、この塗膜の密着性を確保することが要求される。
近年では、Ｔ形の断面形状で、ウェブを中心として線対称な横断面形状を有するＴロンジ材が船体補強用部材として用いられるようになってきた。このＴロンジ材としては、厚板を切断し、溶接組立したものが広く使用されており、このようなＴロンジ材（以下、「溶接Ｔロンジ材」という場合がある）はウェブとフランジの接合部に溶接部を有する。この溶接部上に塗装を行った場合、溶接ビードが凹凸を有する形状であるため、塗膜厚みが不均一となり、溶接ままの表面凹凸部分やエッジ部分が選択的に腐食される原因となり、船体構造部材の腐食劣化という重大な問題が発生する。このような不健全な塗膜の形成を防ぐため、溶接Ｔロンジ材については、溶接ビード部表面が滑らかになるようにグラインダー等を用いた補修が行われ、その後に塗装が行われる。このような塗装前の溶接ビード部の補修は、形鋼の長手方向の全長にわたって補修が必要な部位を検査した上で、人手をかけてグラインダー等で手入れをするため、補修に時間がかかるとともに、人件費の増加によるコスト上昇を招いていた。
一方、このような溶接Ｔロンジ材に対して、熱間圧延で得られる形鋼をＴロンジ材に利用することが行われており、このＴロンジ材の場合は、溶接Ｔロンジ材のような溶接組立がないため、上述したような溶接部の塗装による問題は生じない。
一方、このような溶接Ｔロンジ材に対して、熱間圧延で得られる形鋼をＴロンジ材に利用することが行われており、このＴロンジ材の場合は、溶接Ｔロンジ材のような溶接組立がないため、上述したような溶接部の塗装による問題は生じない。
特許文献１には、熱間圧延でＨ形鋼に成形した後に、ウェブ部を半裁（２分割）して製造されるＴ形鋼をＴロンジ材として使用することが示されている。この方法では、切断後のロンジ材に曲がりが生じやすいため矯正に時間がかかり、このため製造能率が低く、Ｔ形鋼の製造コストが高いという問題がある。
また、特許文献２，３には、熱間圧延して得られたＴ形鋼（以下、「圧延Ｔ形鋼」という場合がある）そのものをＴロンジ材として使用することが示されている。しかし、これらの文献はＴロンジ材用の圧延Ｔ形鋼の形状や製造方法を開示しているだけであり、強度・靭性に優れた圧延Ｔ形鋼が得られるとは限らない。
また、特許文献２，３には、熱間圧延して得られたＴ形鋼（以下、「圧延Ｔ形鋼」という場合がある）そのものをＴロンジ材として使用することが示されている。しかし、これらの文献はＴロンジ材用の圧延Ｔ形鋼の形状や製造方法を開示しているだけであり、強度・靭性に優れた圧延Ｔ形鋼が得られるとは限らない。
さらに、特許文献４には、Ｔロンジ材に適した圧延Ｔ形鋼として、Ｃ：０．０１〜０．２mass％、Ｓｉ：０．００１〜１mass％、Ｍｎ：０．１〜３mass％、Ａｌ：０．００１〜０．２mass％、残部Ｆｅ及び不純物からなり、不純物としてＰ：０．０３mass％以下、Ｓ：０．０３mass％以下を含むとともに、下記（1）式により規定されるＰｃｍの値が０．２３mass％以下である鋼組成を有し、且つウェブの先端が圧延ロールによる圧下をされた圧延面であることを特徴とする熱間圧延Ｔ形鋼が開示されている。
Ｐｃｍ＝Ｃ＋（Ｓｉ／３０）＋（Ｍｎ／２０）＋（Ｃｕ／２０）＋（Ｎｉ／６０）＋（Ｃｒ／２０）＋（Ｍｏ／１５）＋（Ｖ／１０）＋５Ｂ …（1）
しかしながら、Ｐｃｍは溶接低温割れの対策の判断に用いられる指標であり、Ｐｃｍが０．２３mass％以下であっても、必ずしも強度や靭性などの機械的性質が良好なＴ形鋼が得られるとは限らない。
Ｐｃｍ＝Ｃ＋（Ｓｉ／３０）＋（Ｍｎ／２０）＋（Ｃｕ／２０）＋（Ｎｉ／６０）＋（Ｃｒ／２０）＋（Ｍｏ／１５）＋（Ｖ／１０）＋５Ｂ …（1）
しかしながら、Ｐｃｍは溶接低温割れの対策の判断に用いられる指標であり、Ｐｃｍが０．２３mass％以下であっても、必ずしも強度や靭性などの機械的性質が良好なＴ形鋼が得られるとは限らない。
船舶に用いられる厚鋼板は、使用鋼材量の低減化によるコスト削減および安全性確保の観点から、高強度化が進められており、降伏応力ＹＰが３５５ＭＰａ以上で、且つ好ましくは引張強さＴＳが４９０ＭＰａ以上の高強度材が使用されるようになってきている。一方、船舶のロンジ材等に使用される鋼材、なかでも、Ｔ形鋼などの熱間圧延形鋼は、同じ船舶に用いられる厚鋼板などと比較して断面形状・寸法が複雑であるため、材質造り込みの方法として、厚鋼板と同様の制御圧延・加速冷却プロセス（ＴＭＣＰ）を採用することは困難である。特に、圧延途中での曲がりや反りに配慮しながら、材質の造り込みを行う必要があるため、降伏応力ＹＰが３５５ＭＰａ以上の高強度形鋼とするためには、形鋼独自の製造技術を検討する必要がある。
したがって本発明の目的は、ロンジ材などの船体構造材に好適なＴ形鋼であって、引張特性と靭性に優れ且つ安価に製造することが可能な降伏応力ＹＰが３５５ＭＰａ級以上の熱間圧延Ｔ形鋼を提供することにある。
また、本発明の他の目的は、そのような熱間圧延Ｔ形鋼を安定的に製造することができる製造方法を提供することにある。
また、本発明の他の目的は、そのような熱間圧延Ｔ形鋼を安定的に製造することができる製造方法を提供することにある。
本発明者らは、成分組成と金属組織を種々変化させた熱間圧延Ｔ形鋼を製造し、降伏応力ＹＰが３５５ＭＰａ以上で且つ靭性に優れた高強度熱間圧延Ｔ形鋼を得るために研究を重ねた結果、特定の成分組成を有し且つフェライトとベイナイトの２相組織を有することが有効であることを見出した。また、このような高強度熱間圧延Ｔ形鋼を安定的に得るには、熱間圧延の仕上温度を最適化すること、熱間圧延後直ちに特定の温度領域を加速冷却すること、さらには、熱間圧延の中間段階においてフランジ相当部分を水冷却するなどして、フランジ部相当部分とウェブ相当部分との温度差を極力小さくすることが有効であることを見出した。
本発明はこのような知見に基づきなされたもので、以下を要旨とするものである。
［1］Ｃ：０．０３〜０．２０mass％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０mass％、Ｍｎ：０．１〜２．０mass％、Ｐ：０．０２０mass％以下、Ｓ：０．０１mass％以下、Ａｌ：０．００５〜０．０７mass％、Ｎ：０．００１〜０．００８mass％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、且つフェライトとベイナイトの合計の面積分率が９０％以上の金属組織を有し、降伏応力ＹＰが３５５ＭＰａ以上、冷間矯正後の衝撃特性として−４０℃でのシャルピー吸収エネルギーが３４Ｊ以上であることを特徴とする熱間圧延Ｔ形鋼。
［2］上記［1］の熱間圧延Ｔ形鋼において、さらに、Ｃｒ：０．２０mass％未満、Ｃｕ：０．５mass％以下、Ｎｉ：０．２５mass％以下、Ｍｏ：０．５mass％以下、Ｃｏ：１．０mass％以下の中から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする熱間圧延Ｔ形鋼。
［1］Ｃ：０．０３〜０．２０mass％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０mass％、Ｍｎ：０．１〜２．０mass％、Ｐ：０．０２０mass％以下、Ｓ：０．０１mass％以下、Ａｌ：０．００５〜０．０７mass％、Ｎ：０．００１〜０．００８mass％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、且つフェライトとベイナイトの合計の面積分率が９０％以上の金属組織を有し、降伏応力ＹＰが３５５ＭＰａ以上、冷間矯正後の衝撃特性として−４０℃でのシャルピー吸収エネルギーが３４Ｊ以上であることを特徴とする熱間圧延Ｔ形鋼。
［2］上記［1］の熱間圧延Ｔ形鋼において、さらに、Ｃｒ：０．２０mass％未満、Ｃｕ：０．５mass％以下、Ｎｉ：０．２５mass％以下、Ｍｏ：０．５mass％以下、Ｃｏ：１．０mass％以下の中から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする熱間圧延Ｔ形鋼。
［3］上記［1］または［2］の熱間圧延Ｔ形鋼において、さらに、Ｗ：０．５mass％以下、Ｎｂ：０．１mass％以下、Ｔｉ：０．１mass％以下、Ｚｒ：０．１mass％以下、Ｖ：０．２mass％以下の中から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする熱間圧延Ｔ形鋼。
［4］上記［1］〜［3］のいずれかの熱間圧延Ｔ形鋼において、さらに、Ｂ：０．００３mass％以下を含有することを特徴とする熱間圧延Ｔ形鋼。
［5］上記［1］〜［4］のいずれかの熱間圧延Ｔ形鋼において、さらに、Ｃａ：０．０１mass％以下、ＲＥＭ：０．０１５mass％以下、Ｙ：０．１mass％以下の中から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする熱間圧延Ｔ形鋼。
［4］上記［1］〜［3］のいずれかの熱間圧延Ｔ形鋼において、さらに、Ｂ：０．００３mass％以下を含有することを特徴とする熱間圧延Ｔ形鋼。
［5］上記［1］〜［4］のいずれかの熱間圧延Ｔ形鋼において、さらに、Ｃａ：０．０１mass％以下、ＲＥＭ：０．０１５mass％以下、Ｙ：０．１mass％以下の中から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする熱間圧延Ｔ形鋼。
［6］上記［1］〜［5］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼素材を熱間圧延した後、冷間矯正して上記［1］〜［5］のいずれかに記載のＴ形鋼を製造する方法であって、
鋼素材を１１００〜１３５０℃に加熱して熱間圧延を行い、該熱間圧延では、圧延仕上温度を７００℃以上、最終圧延直後のフランジ相当部分とウェブ相当部分との温度差を５０℃以内とし、熱間圧延終了後、直ちに、１．０℃／sec以上の平均冷却速度で６５０℃〜５００℃の温度域まで加速冷却することを特徴とする熱間圧延Ｔ形鋼の製造方法。
鋼素材を１１００〜１３５０℃に加熱して熱間圧延を行い、該熱間圧延では、圧延仕上温度を７００℃以上、最終圧延直後のフランジ相当部分とウェブ相当部分との温度差を５０℃以内とし、熱間圧延終了後、直ちに、１．０℃／sec以上の平均冷却速度で６５０℃〜５００℃の温度域まで加速冷却することを特徴とする熱間圧延Ｔ形鋼の製造方法。
本発明の熱間圧延Ｔ形鋼は、降伏応力ＹＰが３５５ＭＰａ以上で且つ靭性に優れ、しかも、厚板鋼板を溶接して製造されるＴ形鋼や、Ｈ形鋼などの形鋼のウェブを切断して製造されるＴ形鋼に比べて、安価に製造することができる。このため、特にロンジ材などの船体構造材として好適なＴ形鋼である。
また、本発明の製造方法によれば、そのような熱間圧延Ｔ形鋼を安定的に製造することができる。
また、本発明の製造方法によれば、そのような熱間圧延Ｔ形鋼を安定的に製造することができる。
まず、本発明の熱間圧延Ｔ形鋼の成分組成について説明する。
・Ｃ：０．０３〜０．２０mass％
Ｃは、鋼の強度を高めるのに有効な元素であり、本発明では所望の強度を得るために０．０３mass％以上含有させる必要がある。一方、０．２０mass％を超える添加は、溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靭性を低下させる。このためＣ含有量は０．０３〜０．２０mass％とする。なお、後述する加工フェライトによって強度と靭性を両立させる観点からは、Ｃ含有量は０．０５〜０．１７mass％が好ましい。
・Ｓｉ：０．０５〜０．５０mass％
Ｓｉは、脱酸剤として、また、鋼の強度を高めるために添加される元素であり、本発明では０．０５mass％以上添加する。しかし、０．５０mass％を超える添加は、鋼の靭性を低下させるので、Ｓｉ含有量の上限は０．５０mass％とする。
・Ｃ：０．０３〜０．２０mass％
Ｃは、鋼の強度を高めるのに有効な元素であり、本発明では所望の強度を得るために０．０３mass％以上含有させる必要がある。一方、０．２０mass％を超える添加は、溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靭性を低下させる。このためＣ含有量は０．０３〜０．２０mass％とする。なお、後述する加工フェライトによって強度と靭性を両立させる観点からは、Ｃ含有量は０．０５〜０．１７mass％が好ましい。
・Ｓｉ：０．０５〜０．５０mass％
Ｓｉは、脱酸剤として、また、鋼の強度を高めるために添加される元素であり、本発明では０．０５mass％以上添加する。しかし、０．５０mass％を超える添加は、鋼の靭性を低下させるので、Ｓｉ含有量の上限は０．５０mass％とする。
・Ｍｎ：０．１〜２．０mass％
Ｍｎは、熱間脆性を防止し、鋼の強度を高める効果がある元素であり、０．１mass％以上添加する。しかし、２．０mass％を超える添加は、鋼の靱性および溶接性を低下させるため、Ｍｎ含有量の上限は２．０mass％とする。好ましいＭｎ含有量は０．５〜１．６mass％である。
・Ｐ：０．０２０mass％以下
Ｐは、鋼の母材靭性、溶接性および溶接部靭性を低下させる有害な元素であり、できるかぎり低減するのが好ましい。特に、Ｐ含有量が０．０２０mass％を超えると、母材靭性および溶接部靭性の低下が大きくなる。よって、Ｐ含有量は０．０２０mass％以下とする。好ましいＰ含有量は０．０１４mass％以下である。
Ｍｎは、熱間脆性を防止し、鋼の強度を高める効果がある元素であり、０．１mass％以上添加する。しかし、２．０mass％を超える添加は、鋼の靱性および溶接性を低下させるため、Ｍｎ含有量の上限は２．０mass％とする。好ましいＭｎ含有量は０．５〜１．６mass％である。
・Ｐ：０．０２０mass％以下
Ｐは、鋼の母材靭性、溶接性および溶接部靭性を低下させる有害な元素であり、できるかぎり低減するのが好ましい。特に、Ｐ含有量が０．０２０mass％を超えると、母材靭性および溶接部靭性の低下が大きくなる。よって、Ｐ含有量は０．０２０mass％以下とする。好ましいＰ含有量は０．０１４mass％以下である。
・Ｓ：０．０１mass％以下
Ｓは、鋼の靭性および溶接性を低下させる有害な元素であるので、できるかぎり低減することが好ましく、本発明では０．０１mass％以下とする。
・Ａｌ：０．００５〜０．０７mass％
Ａｌは、脱酸剤として添加される元素であり、０．００５mass％以上添加する必要がある。しかし、０．０７mass％を超えて添加すると、粗大な酸化物系介在物が鋼中に存在するようになるため、靭性が却って低下するので、Ａｌ含有量の上限は０．０７mass％とする。
・Ｎ：０．００１〜０．００８mass％
Ｎは、鋼の靭性に対して有害な成分である。したがって、靭性の向上を図るためには、Ｎはできるだけ低減することが望ましく、０．００８mass％以下とする。しかし、工業的には、Ｎを０．００１mass％未満に低減するのは難しい。よって、Ｎ含有量は０．００１〜０．００８mass％とする。
Ｓは、鋼の靭性および溶接性を低下させる有害な元素であるので、できるかぎり低減することが好ましく、本発明では０．０１mass％以下とする。
・Ａｌ：０．００５〜０．０７mass％
Ａｌは、脱酸剤として添加される元素であり、０．００５mass％以上添加する必要がある。しかし、０．０７mass％を超えて添加すると、粗大な酸化物系介在物が鋼中に存在するようになるため、靭性が却って低下するので、Ａｌ含有量の上限は０．０７mass％とする。
・Ｎ：０．００１〜０．００８mass％
Ｎは、鋼の靭性に対して有害な成分である。したがって、靭性の向上を図るためには、Ｎはできるだけ低減することが望ましく、０．００８mass％以下とする。しかし、工業的には、Ｎを０．００１mass％未満に低減するのは難しい。よって、Ｎ含有量は０．００１〜０．００８mass％とする。
本発明の熱間圧延Ｔ形鋼は、上記成分組成に加えて、さらに下記Ａ〜Ｄ群の中から選ばれる少なくとも１つの群の元素を含有することができる。
・Ａ群；Ｃｒ：０．２０mass％未満、Ｃｕ：０．５mass％以下、Ｎｉ：０．２５mass％以下、Ｍｏ：０．５mass％以下、Ｃｏ：１．０mass％以下の中から選ばれる１種または２種以上
Ｃｒは、鋼の強度を高めるのに有効な元素であり、必要に応じて添加することができる。しかし、０．２０mass％以上添加すると、溶接部靭性を低下させるので、Ｃｒを添加する場合には、上記値を上限として添加する。一方、上記の効果を得るためには、０．０１mass％以上添加することが好ましい。より好ましいＣｒ含有量は０．０２〜０．１５mass％である。
Ｃｕ、Ｎｉ、ＭｏおよびＣｏは、いずれも鋼の強度を高める元素であり、必要とする強度に応じて選択して添加することができる。しかし、Ｃｕ、Ｍｏは０．５mass％、Ｎｉは０．２５mass％、Ｃｏは１．０mass％をそれぞれ超えて添加すると、却って靭性が低下するため、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｏを添加する場合には、上記値を上限として添加する。一方、上記のような効果を得るためには、Ｃｕ、Ｎｉは０．００５mass％以上、Ｍｏ、Ｃｏは０．０１mass％以上添加することが好ましい。
・Ａ群；Ｃｒ：０．２０mass％未満、Ｃｕ：０．５mass％以下、Ｎｉ：０．２５mass％以下、Ｍｏ：０．５mass％以下、Ｃｏ：１．０mass％以下の中から選ばれる１種または２種以上
Ｃｒは、鋼の強度を高めるのに有効な元素であり、必要に応じて添加することができる。しかし、０．２０mass％以上添加すると、溶接部靭性を低下させるので、Ｃｒを添加する場合には、上記値を上限として添加する。一方、上記の効果を得るためには、０．０１mass％以上添加することが好ましい。より好ましいＣｒ含有量は０．０２〜０．１５mass％である。
Ｃｕ、Ｎｉ、ＭｏおよびＣｏは、いずれも鋼の強度を高める元素であり、必要とする強度に応じて選択して添加することができる。しかし、Ｃｕ、Ｍｏは０．５mass％、Ｎｉは０．２５mass％、Ｃｏは１．０mass％をそれぞれ超えて添加すると、却って靭性が低下するため、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｏを添加する場合には、上記値を上限として添加する。一方、上記のような効果を得るためには、Ｃｕ、Ｎｉは０．００５mass％以上、Ｍｏ、Ｃｏは０．０１mass％以上添加することが好ましい。
・Ｂ群；Ｗ：０．５mass％以下、Ｎｂ：０．１mass％以下、Ｔｉ：０．１mass％以下、Ｚｒ：０．１mass％以下、Ｖ：０．２mass％以下の中から選ばれる１種または２種以上
Ｗ、Ｎｂ、Ｔｉ、ＺｒおよびＶは、いずれも鋼の強度を高める元素であり、必要とする強度に応じて選択して添加することができる。しかし、Ｗは０．５mass％、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｚｒは０．１mass％、Ｖは０．２mass％をそれぞれ超えて添加すると、却って靭性が低下するため、Ｗ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｖを添加する場合には、上記値を上限として添加する。一方、上記のような効果を得るためには、Ｗ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｚｒは、それぞれ０．００１mass％以上、Ｖは０．００２mass％以上添加することが好ましい。
Ｗ、Ｎｂ、Ｔｉ、ＺｒおよびＶは、いずれも鋼の強度を高める元素であり、必要とする強度に応じて選択して添加することができる。しかし、Ｗは０．５mass％、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｚｒは０．１mass％、Ｖは０．２mass％をそれぞれ超えて添加すると、却って靭性が低下するため、Ｗ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｖを添加する場合には、上記値を上限として添加する。一方、上記のような効果を得るためには、Ｗ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｚｒは、それぞれ０．００１mass％以上、Ｖは０．００２mass％以上添加することが好ましい。
・Ｃ群；Ｂ：０．００３mass％以下
Ｂは、鋼の強度を高める元素であり、必要に応じて添加することができる。しかし、０．００３mass％を超えて添加すると、靭性が却って低下するので、Ｂを添加する場合には、上記値を上限として添加する。一方、上記のような効果を得るためには、０．０００２mass％以上添加するのが好ましい。
・Ｄ群；Ｃａ：０．０１mass％以下、ＲＥＭ：０．０１５mass％以下、Ｙ：０．１mass％以下の中から選ばれる１種または２種以上
Ｃａ、ＲＥＭおよびＹは、いずれも溶接熱影響部の靭性向上に効果のある元素であり、必要に応じて選択して添加することができる。しかし、Ｃａ：０．０１mass％、ＲＥＭ：０．０１５mass％、Ｙ：０．１mass％をそれぞれ超えて添加すると、却って靭性の低下を招くので、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｙを添加する場合には、上記値を上限として添加する。一方、上記のような効果を得るためには、Ｃａは０．０００２mass％以上、ＲＥＭは０．０００２mass％以上、Ｙは０．０００１mass％以上添加するのが好ましい。
本発明の熱間圧延Ｔ形鋼の上記以外の成分は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。但し、本発明の効果を阻害しない範囲内であれば、上記以外の成分を含有することを妨げない。
Ｂは、鋼の強度を高める元素であり、必要に応じて添加することができる。しかし、０．００３mass％を超えて添加すると、靭性が却って低下するので、Ｂを添加する場合には、上記値を上限として添加する。一方、上記のような効果を得るためには、０．０００２mass％以上添加するのが好ましい。
・Ｄ群；Ｃａ：０．０１mass％以下、ＲＥＭ：０．０１５mass％以下、Ｙ：０．１mass％以下の中から選ばれる１種または２種以上
Ｃａ、ＲＥＭおよびＹは、いずれも溶接熱影響部の靭性向上に効果のある元素であり、必要に応じて選択して添加することができる。しかし、Ｃａ：０．０１mass％、ＲＥＭ：０．０１５mass％、Ｙ：０．１mass％をそれぞれ超えて添加すると、却って靭性の低下を招くので、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｙを添加する場合には、上記値を上限として添加する。一方、上記のような効果を得るためには、Ｃａは０．０００２mass％以上、ＲＥＭは０．０００２mass％以上、Ｙは０．０００１mass％以上添加するのが好ましい。
本発明の熱間圧延Ｔ形鋼の上記以外の成分は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。但し、本発明の効果を阻害しない範囲内であれば、上記以外の成分を含有することを妨げない。
次に、本発明の熱間圧延Ｔ形鋼の金属組織について説明する。
本発明の熱間圧延Ｔ形鋼の金属組織は、実質的にフェライトとベイナイトとからなる２相組織である。
船体構造用の熱間圧延Ｔ形鋼の場合は、ウェブとフランジの厚さが異なるために、必然的に圧延時や冷却時に温度の不均一が発生する。特に、制御冷却（加速冷却）を適用した強度調整は、残留応力が不均一となり、冷却床にてねじれや曲がり、反りを誘発し、寸法精度の低下を招く。これを、圧延後の冷間矯正工程で所望の寸法精度に冷間矯正するが、ねじれや曲がり、反りの大きなＴ形鋼の場合には、矯正量が大きくなり、ウェブの靭性の低下を招くとともに、矯正負荷が増大するため、生産性を低下させる。
本発明の熱間圧延Ｔ形鋼の金属組織は、実質的にフェライトとベイナイトとからなる２相組織である。
船体構造用の熱間圧延Ｔ形鋼の場合は、ウェブとフランジの厚さが異なるために、必然的に圧延時や冷却時に温度の不均一が発生する。特に、制御冷却（加速冷却）を適用した強度調整は、残留応力が不均一となり、冷却床にてねじれや曲がり、反りを誘発し、寸法精度の低下を招く。これを、圧延後の冷間矯正工程で所望の寸法精度に冷間矯正するが、ねじれや曲がり、反りの大きなＴ形鋼の場合には、矯正量が大きくなり、ウェブの靭性の低下を招くとともに、矯正負荷が増大するため、生産性を低下させる。
したがって、熱間圧延Ｔ形鋼においては、降伏応力ＹＰ：３５５ＭＰａ以上且つ引張強さＴＳ：４９０ＭＰａ以上の高強度で高靭性を達成するためには、圧延中にウェブとフランジの温度差の極小化を図り、冷却床におけるウェブとフランジの厚肉差に伴うねじれ、反り、曲がりを軽減し、冷間矯正における靭性低下と矯正負荷の軽減を図る必要がある。そこで、本発明においては、熱間圧延Ｔ形鋼の高強度化手段として、フェライト＋ベイナイト組織を主体とするミクロ組織、すなわちフェライトとベイナイトの合計の面積分率が９０％以上の金属組織とすることとした。しかし、厚鋼板に適用する単純なＴＭＣＰでは、圧延Ｔ形鋼においては前述したような曲がりや反りなどの形状や寸法不良をきたすので、圧延中のウェブとフランジの温度差を考慮しながら、圧延後の組織制御を行うための冷却を行う必要がある。なお、冷却条件により、フェライト＋ベイナイト組織以外の金属相として、パーライト等が存在する場合があるが、その面積分率が１０％未満であれば、大きな問題はない。このため本発明では、フェライトとベイナイトの合計の面積分率を９０％以上とする。
また、ベイナイトの面積分率は、１０％未満では高強度化の寄与が小さく、逆に７０％を超えると延性が低下することから、１０〜７０％の範囲とすることが好ましい。
また、ベイナイトの面積分率は、１０％未満では高強度化の寄与が小さく、逆に７０％を超えると延性が低下することから、１０〜７０％の範囲とすることが好ましい。
本発明が規定する金属組織は、Ｔ形鋼のフランジから組織観察用の試料を採取し、光学顕微鏡で観察して同定する。金属相の面積分率の求め方は、後述する実施例に記載のとおりである。
本発明の熱間圧延Ｔ形鋼は、船舶用のロンジ材として低温環境で使用される場合などの脆性破壊防止のために、−４０℃でのシャルピー吸収エネルギーを３４Ｊ以上とする。
本発明の熱間圧延Ｔ形鋼は、船体構造用として、なかでもＴロンジ材として最適なものであるが、橋梁、建築等の分野において構造材等として使用することもできる。
本発明の熱間圧延Ｔ形鋼は、船舶用のロンジ材として低温環境で使用される場合などの脆性破壊防止のために、−４０℃でのシャルピー吸収エネルギーを３４Ｊ以上とする。
本発明の熱間圧延Ｔ形鋼は、船体構造用として、なかでもＴロンジ材として最適なものであるが、橋梁、建築等の分野において構造材等として使用することもできる。
次に、本発明の熱間圧延Ｔ形鋼の好ましい製造方法について説明する。
上述した成分組成を有する鋼を常法に従い溶製し、鋳造することでスラブやブルームなどの鋼素材を得る。この鋼素材を加熱炉で加熱した後、熱間圧延してＴ形鋼とするが、この際の鋼素材の加熱温度は１１００〜１３５０℃とする。加熱温度が１１００℃未満では変形抵抗が大きく、熱間圧延が難しくなる。一方、１３５０℃を超える加熱は、表面痕の発生原因となったり、スケールロスや燃料原単位が増加したりするので好ましくない。より好ましい加熱温度は１１５０〜１３００℃である。
上述した成分組成を有する鋼を常法に従い溶製し、鋳造することでスラブやブルームなどの鋼素材を得る。この鋼素材を加熱炉で加熱した後、熱間圧延してＴ形鋼とするが、この際の鋼素材の加熱温度は１１００〜１３５０℃とする。加熱温度が１１００℃未満では変形抵抗が大きく、熱間圧延が難しくなる。一方、１３５０℃を超える加熱は、表面痕の発生原因となったり、スケールロスや燃料原単位が増加したりするので好ましくない。より好ましい加熱温度は１１５０〜１３００℃である。
熱間圧延工程では、リバースの圧延により、Ｔ形に圧延成形が行われるが、その圧延機入側または／および出側において、被圧延材のフランジ相当部分を水冷するなどして、最終圧延直後のフランジ相当部分とウェブ相当部分との温度差を５０℃以内とする必要がある。フランジ相当部分とウェブ相当部分との温度差が５０℃を超えると、圧延、冷却後のそりや曲がりが大きくなり、冷間矯正の負荷が増大するばかりでなく、矯正後のウェブの靱性も低下する。フランジ相当部分の水冷では、例えば、リバース圧延中にフランジ相当部分の外面および内面のうちの片方または両方に対して冷却装置から水量密度５００Ｌ／min・ｍ２以上で冷却水を供給する。この水冷は、リバース圧延時に最低１回以上行う。
熱間圧延の仕上温度は７００℃以上とする。圧延仕上温度が７００℃未満では、圧延後に加速冷却を行っても、ベイナイト組織とならず、強度上昇効果が期待できない。より好ましい圧延仕上温度は７５０℃以上である。一方、８３０℃を超えると靭性が低下することから、圧延仕上温度は８３０℃以下とすることが好ましい。
熱間圧延後、直ちに、１℃／sec以上の平均冷却速度で６５０℃〜５００℃の温度域まで加速冷却を行う。平均冷却速度が１℃／sec未満の加速冷却では、ベイナイト組織が十分に得られないために、強度が低い。より好ましい平均冷却速度は５℃／sec以上である。また、加速冷却停止温度が５００℃未満では、延性が低下する。より好ましい加速冷却停止温度は５５０℃以上である。一方、加速冷却停止温度が６５０℃超では強靭化の効果が小さい。
また、加速冷却条件としては、上記のように５℃／sec以上の平均冷却速度で６５０℃〜５５０℃の温度域まで加速冷却を行うことが、特に好ましい。
また、加速冷却開始温度については、特に規定しないが、加速冷却開始温度が６８０℃未満では、フェライト変態の抑制により、強度や靱性の低下を生じるので、６８０℃以上の温度が好ましい。
なお、本発明において、圧延時や冷却時の材料温度、冷却速度の求め方は、後述する実施例に記載のとおりである。
また、加速冷却条件としては、上記のように５℃／sec以上の平均冷却速度で６５０℃〜５５０℃の温度域まで加速冷却を行うことが、特に好ましい。
また、加速冷却開始温度については、特に規定しないが、加速冷却開始温度が６８０℃未満では、フェライト変態の抑制により、強度や靱性の低下を生じるので、６８０℃以上の温度が好ましい。
なお、本発明において、圧延時や冷却時の材料温度、冷却速度の求め方は、後述する実施例に記載のとおりである。
表１に示した成分組成を有する鋼を真空溶解炉または転炉で溶製した後、鋳造してブルームとし、このブルームを加熱炉に装入して加熱した後、表２に示す条件で熱間圧延し、同表に示すサイズの熱間圧延Ｔ形鋼を製造した。表２の「圧延中の水冷の有無：有り」の実施例では、リバース圧延中、フランジ相当部分の外面および内面のうちの片方または両方に対して冷却装置から水量密度５００〜２０００Ｌ／min・ｍ２で冷却水を供給した。
本実施例において、圧延時のフランジ相当部分とウェブ相当部分の材料温度は、それぞれ幅１／４部分を放射温度計にて測定した表面温度である。また、熱間圧延後の冷却開始温度、冷却停止温度、冷却速度については、フランジ１／４ｔ部の温度である。
本実施例において、圧延時のフランジ相当部分とウェブ相当部分の材料温度は、それぞれ幅１／４部分を放射温度計にて測定した表面温度である。また、熱間圧延後の冷却開始温度、冷却停止温度、冷却速度については、フランジ１／４ｔ部の温度である。
引張特性については、フランジからＪＩＳ１Ａ号引張試験片を採取し、引張特性（降伏応力ＹＰ、引張強さＴＳ、伸びＥｌ）を測定した。
母材の衝撃特性（靱性）については、フランジからＪＩＳ−Ｚ−２２４２に記載の２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験片を採取し、−４０℃でのシャルピー衝撃試験における吸収エネルギーを測定した。また、冷間矯正後の母材の衝撃特性（靱性）については、矯正効果の高いウェブ部からＪＩＳ−Ｚ−２２４２に記載の２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験片を採取し、−４０℃でのシャルピー衝撃試験における吸収エネルギーを測定した。
母材の衝撃特性（靱性）については、フランジからＪＩＳ−Ｚ−２２４２に記載の２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験片を採取し、−４０℃でのシャルピー衝撃試験における吸収エネルギーを測定した。また、冷間矯正後の母材の衝撃特性（靱性）については、矯正効果の高いウェブ部からＪＩＳ−Ｚ−２２４２に記載の２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験片を採取し、−４０℃でのシャルピー衝撃試験における吸収エネルギーを測定した。
また、製造された圧延Ｔ形鋼のフランジ１／４幅−１／４ｔ部より、組織観察用の試料を採取し、光学顕微鏡により金属組織を観察し、画像処理により、フェライトおよびベイナイトの面積分率を求めた。
表３に、上記のようにして測定した引張特性、衝撃特性および金属組織を示す。これによれば、Ｎｏ．１〜１３の本発明例は、良好な引張特性、衝撃特性を有し、冷間矯正後でも高靭性を有している。
これに対して、本発明の成分組成を満たさないＮｏ．１４は強度が低い。また、Ｎｏ．１５の比較例は靭性が低い。また、Ｎｏ．１６〜Ｎｏ．２０のように成分組成が本発明の範囲内であっても、金属組織が本発明条件を満足せず、或いは製造条件が本発明条件を満足しない場合には、良好な引張特性や衝撃特性が得られない。
表３に、上記のようにして測定した引張特性、衝撃特性および金属組織を示す。これによれば、Ｎｏ．１〜１３の本発明例は、良好な引張特性、衝撃特性を有し、冷間矯正後でも高靭性を有している。
これに対して、本発明の成分組成を満たさないＮｏ．１４は強度が低い。また、Ｎｏ．１５の比較例は靭性が低い。また、Ｎｏ．１６〜Ｎｏ．２０のように成分組成が本発明の範囲内であっても、金属組織が本発明条件を満足せず、或いは製造条件が本発明条件を満足しない場合には、良好な引張特性や衝撃特性が得られない。
Claims (6)
- Ｃ：０．０３〜０．２０mass％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０mass％、Ｍｎ：０．１〜２．０mass％、Ｐ：０．０２０mass％以下、Ｓ：０．０１mass％以下、Ａｌ：０．００５〜０．０７mass％、Ｎ：０．００１〜０．００８mass％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、且つフェライトとベイナイトの合計の面積分率が９０％以上の金属組織を有し、降伏応力ＹＰが３５５ＭＰａ以上、冷間矯正後の衝撃特性として−４０℃でのシャルピー吸収エネルギーが３４Ｊ以上であることを特徴とする熱間圧延Ｔ形鋼。
- さらに、Ｃｒ：０．２０mass％未満、Ｃｕ：０．５mass％以下、Ｎｉ：０．２５mass％以下、Ｍｏ：０．５mass％以下、Ｃｏ：１．０mass％以下の中から選ばれる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に記載の熱間圧延Ｔ形鋼。
- さらに、Ｗ：０．５mass％以下、Ｎｂ：０．１mass％以下、Ｔｉ：０．１mass％以下、Ｚｒ：０．１mass％以下、Ｖ：０．２mass％以下の中から選ばれる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２に記載の熱間圧延Ｔ形鋼。
- さらに、Ｂ：０．００３mass％以下を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の熱間圧延Ｔ形鋼。
- さらに、Ｃａ：０．０１mass％以下、ＲＥＭ：０．０１５mass％以下、Ｙ：０．１mass％以下の中から選ばれる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１〜４のいずれかに記載の熱間圧延Ｔ形鋼。
- 請求項１〜５のいずれかに記載の成分組成を有する鋼素材を熱間圧延した後、冷間矯正して請求項１〜５のいずれかに記載のＴ形鋼を製造する方法であって、
鋼素材を１１００〜１３５０℃に加熱して熱間圧延を行い、該熱間圧延では、圧延仕上温度を７００℃以上、最終圧延直後のフランジ相当部分とウェブ相当部分との温度差を５０℃以内とし、熱間圧延終了後、直ちに、１．０℃／sec以上の平均冷却速度で６５０℃〜５００℃の温度域まで加速冷却することを特徴とする熱間圧延Ｔ形鋼の製造方法。
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