JP5891748B2 - 鋼板内の材質均一性に優れた高強度高靭性厚肉鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、本発明は、造船、海洋構造物、建築、土木、建設産業用機械、ラインパイプ等の分野で使用される、鋼板内の材質均一性に優れた高強度高靭性厚肉鋼板とその製造方法に関するものである。本発明において厚肉鋼板とは板厚２０ｍｍ以上の鋼板を意味する。
鋼構造物の大型化やコスト削減の観点から、より高強度や高靭性を有する鋼板の需要が高まっている。鋼板の特性向上や合金元素削減、熱処理省略を目的として、従来、高強度鋼板は、制御圧延と制御冷却を組み合わせた、いわゆるＴＭＣＰ技術が適用されて製造されている。ＴＭＣＰ技術を用いて鋼材の高強度化を行うには、制御冷却時の冷却速度を大きくすること、および冷却を停止する温度を低くすることが有効である。しかしながら、高冷却速度で制御冷却した場合、鋼板表層部が急冷されるため、鋼板内部に比べて表層部の硬さが高くなり、板厚方向の硬さ分布にばらつきを生じる。そして、この板厚方向の硬さ分布のばらつきは、冷却停止温度が低くなるほど、板厚が厚くなるほど大きくなる傾向があり、鋼板内の材質均一性を確保する観点で問題となる。
特許文献１には、制御冷却に際して、冷却速度を３〜１２℃／ｓという比較的低冷却速度に制御することにより、板厚中心部に対する表面の硬さ上昇を抑える方法が開示されている。
特許文献２、特許文献３には、圧延後、表層部がベイナイト変態を完了する前に表面を復熱させる高冷却速度の制御冷却を行った板厚方向に材質差の小さい鋼板の製造方法が開示されている。
また、特許文献４、特許文献５には、圧延後の冷却で、板厚方向の材質が均一になるように、冷却初期の冷却速度を後の冷却速度よりも遅くする高張力鋼板の製造方法が開示されている。
一方、鋼板表面のスケール性状にむらがあると、冷却時にスケール厚さに応じてその下部の鋼板の冷却速度に違いを生じ、鋼板の部分部分で冷却停止温度にばらつきが生じて、スケール性状に対応して板幅方向に鋼板材質のばらつきが生じる。特許文献６、特許文献７には、冷却直前にデスケーリングを行うことにより、スケール性状による冷却むらを低減し、鋼板形状を改善する方法が開示されている。
特許文献１の技術は、冷却速度が１２℃／ｓ以下と比較的遅いため、高冷却速度による高強度化や合金元素の削減、制御圧延の簡略化等といった制御冷却の効果を十分に活用することができない。特許文献２、特許文献３の製造方法は、鋼板の成分により変態挙動が異なると、復熱による十分な材質均質化の効果が得られない場合がある。また、鋼板表面の復熱温度を６５０℃以上にしなければならないという高精度な冷却制御が必要なため、適用範囲が限られるとともに製造効率が悪化する。
特許文献４、特許文献５の製造方法は、比較的強度が低いか、あるいは比較的板厚が薄い鋼板を対象にしていることから、冷却停止温度が５００〜６５０℃という比較的高温の条件しか開示されていないため、より高強度あるいは板厚の厚い鋼板で、冷却停止温度を低くしなければ製造できないものに対しては対応できない。
また、特許文献６、特許文献７の方法は、デスケーリングにより鋼板の冷却むらを低減して鋼板形状を改善しているが、板厚方向の硬度分布に対する配慮はなされていない。
したがって、本発明の目的は、このような従来技術の課題を解決し、鋼板の板厚方向および板幅方向の硬さのばらつきを低減し、鋼板内の材質均一性に優れた高強度高靭性厚肉鋼板とその製造方法を提供することにある。
このような課題を解決するための本発明の特徴は以下のとおりである。
第一の発明は、質量％で、Ｃ：０．０４〜０．２％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜２．５％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ下記式（１）で示す炭素当量Ｃｅｑが０．５０以下であり、金属組織がフェライトとベイナイトとマルテンサイトからなる組織であり、鋼板表層部分のマルテンサイトが体積分率で１５％以下であり、板厚方向の硬さのばらつきがビッカース硬さでΔＨＶ５０以下であることを特徴とする鋼板内の材質均一性に優れた高強度高靭性厚肉鋼板である。
第二の発明は、更に、質量％で、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：０．５％以下の中から選ばれる１種又は２種以上を含有することを特徴とする第一の発明に記載の鋼板内の材質均一性に優れた高強度高靭性厚肉鋼板である。
第三の発明は、更に、質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｖ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％の中から選ばれる１種又は２種以上を含有することを特徴とする第一または第二の発明に記載の鋼板内の材質均一性に優れた高強度高靭性厚肉鋼板である。
第四の発明は、更に、質量％で、Ｂ：０．０００３〜０．００３％を含有することを特徴とする第一乃至第三の発明の何れかに記載の鋼板内の材質均一性に優れた高強度高靭性厚肉鋼板である。
第五の発明は、更に、質量％で、Ｃａ：０．０００３〜０．００５％を含有することを特徴とする第一乃至第四の発明の何れかに記載の鋼板内の材質均一性に優れた高強度高靭性厚肉鋼板である。
第六の発明は、第一乃至第五の発明の何れかに記載の化学成分を有する鋼片を、９００℃以上１２００℃以下の温度に加熱し、圧延終了温度が、鋼板表面温度で７００℃以上９００℃以下となる熱間圧延を行った後、第1回目の冷却を鋼板表面温度が７００℃以上の温度域から開始し、鋼板表面冷却速度を１００℃/s以上とし、鋼板表面温度が４００℃以上６５０℃以下の温度域まで、鋼板表面温度が６５０℃以下である時間の合計が２秒以上となる条件で１回または２回以上の冷却を行い、続いて、鋼板表面温度が６００℃以上から鋼板平均冷却速度が４℃/s以上で、鋼板平均温度が６００℃以下となる最終冷却を行うことを特徴とする鋼板内の材質均一性に優れた高強度高靭性厚肉鋼板の製造方法である。
第七の発明は、第一乃至第五の発明の何れかに記載の化学成分を有する鋼片を、９００℃以上１２００℃以下の温度に加熱し、圧延終了温度が、鋼板表面温度で７００℃以上９００℃以下となる熱間圧延を行った後、第1回目の冷却を鋼板表面温度が７００℃以上の温度域から開始し、鋼板表面冷却速度を１００℃/s以上とし、鋼板表面温度が４００℃以上６５０℃以下の温度域まで、鋼板表面温度が６５０℃以下である時間の合計ｔ１秒が下記式（２）を満たすｔ１秒となる条件で１回または２回以上の冷却を行い、続いて、最終冷却の初期段階として、鋼板表面温度が６００℃以上から鋼板平均冷却速度を２０℃/s以上１００℃/s以下とし、鋼板表面温度が４００℃以上６５０℃以下の温度域までの冷却時間ｔ２秒が下記式（２）を満たすｔ２秒となる条件で冷却を行い、その後、鋼板平均冷却速度を４℃/s以上とし、鋼板平均温度が６００℃以下となるまで最終冷却を行うことを特徴とする鋼板内の材質均一性に優れた高強度高靭性厚肉鋼板の製造方法である。
第八の発明は、第一乃至第五の発明の何れかに記載の化学成分を有する鋼片を、９００℃以上１２００℃以下の温度に加熱し、圧延終了温度が、鋼板表面温度で７００℃以上９００℃以下となる熱間圧延を行った後、第1回目の冷却を鋼板表面温度が７００℃以上の温度域から開始し、鋼板表面冷却速度を１００℃/s以上とし、鋼板表面温度が４００℃以上６５０℃以下の温度域まで、鋼板表面温度が６５０℃以下である時間の合計ｔ１秒が下記式（２）を満たすｔ１秒となる条件で１回または２回以上の冷却を行い、続いて、最終冷却の初期段階として、鋼板表面での噴射流の衝突圧が１ＭＰａ以上でデスケーリングを行い、デスケーリング後５秒以内に、鋼板表面温度が６００℃以上から鋼板平均冷却速度を２０℃/s以上１００℃/s以下とし、鋼板表面温度が４００℃以上６５０℃以下の温度域までの冷却時間ｔ２秒が下記式（２）を満たすｔ２秒となる条件で冷却を行い、その後、鋼板平均冷却速度を４℃/s以上とし、鋼板平均温度が６００℃以下となるまで最終冷却を行うことを特徴とする鋼板内の材質均一性に優れた高強度高靭性厚肉鋼板の製造方法である。
第九の発明は、第六乃至第八の発明の何れかに記載の製造方法で得られた鋼板を、７００℃以下の温度で焼戻し熱処理することを特徴とする鋼板内の材質均一性に優れた高強度高靭性厚肉鋼板の製造方法である。
本発明は、鋼板内の材質均一性に優れた高強度高靭性厚肉鋼板を低廉に提供するものである。すなわち、従来の制御冷却技術では低廉な成分を活用できる高冷却速度冷却を行うと鋼板内の材質均一性を達成するこができなかったが、本発明の制御冷却技術およびデスケーリング技術により、低廉な化学成分でも鋼板内の材質均一性に優れ、かつ高強度高靱性の厚肉鋼材を供給できるようになった。
以下に本発明の各構成要件の限定理由について説明する。
１．成分組成について
はじめに、本発明の鋼の成分組成を規定した理由を説明する。なお、成分％は、すべて質量％を意味する。
はじめに、本発明の鋼の成分組成を規定した理由を説明する。なお、成分％は、すべて質量％を意味する。
Ｃ：０．０４〜０．２％
Ｃは０.０４％未満では十分な強度が確保できず、０.２％を超えると厚肉高強度鋼材で板厚方向の硬度ばらつきが生じやすくなるため、また靭性を劣化させるため、Ｃ量は０．０４〜０．２％の範囲とする。好ましくは、０．０４〜０．１５％の範囲である。
Ｃは０.０４％未満では十分な強度が確保できず、０.２％を超えると厚肉高強度鋼材で板厚方向の硬度ばらつきが生じやすくなるため、また靭性を劣化させるため、Ｃ量は０．０４〜０．２％の範囲とする。好ましくは、０．０４〜０．１５％の範囲である。
Ｓｉ：０.０１〜０．５％
Ｓｉは脱酸に必要な元素であるが、０.０１％未満では脱酸効果が十分でなく、０．５％を超えると靭性や溶接性を劣化させるため、Ｓｉ量は０.０１〜０．５％の範囲とする。
Ｓｉは脱酸に必要な元素であるが、０.０１％未満では脱酸効果が十分でなく、０．５％を超えると靭性や溶接性を劣化させるため、Ｓｉ量は０.０１〜０．５％の範囲とする。
Ｍｎ：０.５〜２．５％
Ｍｎは強度、靭性向上のために必要であるが、０．５％未満ではその効果が十分でなく、２．５％を超えると、厚肉高強度鋼材で、板厚方向の硬度ばらつきが生じやすくなるため、また溶接部の特性が劣化するため、Ｍｎ量は０．５〜２．５％の範囲とする。好ましくは、０．５〜２．０％の範囲である。
Ｍｎは強度、靭性向上のために必要であるが、０．５％未満ではその効果が十分でなく、２．５％を超えると、厚肉高強度鋼材で、板厚方向の硬度ばらつきが生じやすくなるため、また溶接部の特性が劣化するため、Ｍｎ量は０．５〜２．５％の範囲とする。好ましくは、０．５〜２．０％の範囲である。
炭素当量（Ｃｅｑ）：０．５０以下
炭素当量（Ｃｅｑ）は下記式（１）により求める。
炭素当量（Ｃｅｑ）が０．５０を超えると厚肉高強度鋼材で板厚方向の硬度ばらつきが生じやすくなるため、また溶接性を劣化させるため炭素当量（Ｃｅｑ）は０．５０以下とする。
炭素当量（Ｃｅｑ）は下記式（１）により求める。
炭素当量（Ｃｅｑ）が０．５０を超えると厚肉高強度鋼材で板厚方向の硬度ばらつきが生じやすくなるため、また溶接性を劣化させるため炭素当量（Ｃｅｑ）は０．５０以下とする。
以上が本発明の基本化学成分であり、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなるが、更に、鋼板の強度靱性を改善する場合、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの１種又は２種以上を選択元素として含有してもよい。
Ｃｕ：１.０％以下
Ｃｕは靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であるが、多く含有すると鋼板表面に割れが生じやすくなるため、Ｃｕを含有する場合、その量は１.０％以下とすることが好ましい。
Ｃｕは靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であるが、多く含有すると鋼板表面に割れが生じやすくなるため、Ｃｕを含有する場合、その量は１.０％以下とすることが好ましい。
Ｎｉ：１.０％以下
Ｎｉは靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であるが、多く含有するとコストが著しく増大するため、Ｎｉを含有する場合、その量は１.０％以下とすることが好ましい。
Ｎｉは靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であるが、多く含有するとコストが著しく増大するため、Ｎｉを含有する場合、その量は１.０％以下とすることが好ましい。
Ｃｒ：１.０％以下
ＣｒはＭｎと同様に低Ｃｒでも十分な強度を得るために有効な元素であるが、多く含有すると溶接性を劣化させるため、Ｃｒを含有する場合、その量は１.０％以下とすることが好ましい。
ＣｒはＭｎと同様に低Ｃｒでも十分な強度を得るために有効な元素であるが、多く含有すると溶接性を劣化させるため、Ｃｒを含有する場合、その量は１.０％以下とすることが好ましい。
Ｍｏ：０.５％以下
Ｍｏは靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であるが、多く含有すると溶接性が劣化するため、Ｍｏを含有する場合、その量は０.５％以下とすることが好ましい。
Ｍｏは靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であるが、多く含有すると溶接性が劣化するため、Ｍｏを含有する場合、その量は０.５％以下とすることが好ましい。
さらに、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの１種又は２種以上を選択元素として含有してもよい。
Ｎｂ、ＶおよびＴｉは、鋼板の強度および靭性を高めるために含有する選択元素であり、要求強度に応じて、１種または２種以上を含有してもよい。
Ｎｂ、ＶおよびＴｉは、鋼板の強度および靭性を高めるために含有する選択元素であり、要求強度に応じて、１種または２種以上を含有してもよい。
Ｎｂ：０．００５〜０．０５％
Ｎｂは、０．００５％未満では効果が無く、０．０５％を超えると溶接部の靭性が劣化するので、Ｎｂを含有する場合、その量は０．００５〜０．０５％の範囲とするのが好ましい。さらに好適には、０．００５〜０．０３％の範囲である。
Ｎｂは、０．００５％未満では効果が無く、０．０５％を超えると溶接部の靭性が劣化するので、Ｎｂを含有する場合、その量は０．００５〜０．０５％の範囲とするのが好ましい。さらに好適には、０．００５〜０．０３％の範囲である。
Ｖ：０．００５〜０．１％
Ｖは、０．００５％未満では効果が無く、０．１％を超えると溶接部の靭性が劣化するので、Ｖを含有する場合、その量は０．００５〜０．１％の範囲とするのが好ましい。さらに好適には、０．００５〜０．０６％の範囲である。
Ｖは、０．００５％未満では効果が無く、０．１％を超えると溶接部の靭性が劣化するので、Ｖを含有する場合、その量は０．００５〜０．１％の範囲とするのが好ましい。さらに好適には、０．００５〜０．０６％の範囲である。
Ｔｉ：０．００５〜０．０５％
Ｔｉは、０．００５％未満では効果が無く、０．０５％を超えると溶接部の靭性が劣化するので、Ｔｉを含有する場合、その量は０．００５〜０．０５％の範囲とするのが好ましい。さらに好適には、０．００５〜０．０２％の範囲である。
Ｔｉは、０．００５％未満では効果が無く、０．０５％を超えると溶接部の靭性が劣化するので、Ｔｉを含有する場合、その量は０．００５〜０．０５％の範囲とするのが好ましい。さらに好適には、０．００５〜０．０２％の範囲である。
さらに、Ｂおよび/またはＣａを選択元素として含有してもよい。
Ｂ：０．０００３〜０．００３％
Ｂは強度を高めるのに有効な元素であるが、０．０００３％未満ではその効果が十分でなく、０．００３％を超えると溶接部の靱性を著しく低下させるため、Ｂを含有する場合、その量は０．０００３〜０．００３％の範囲とするのが好ましい。さらに好適には、０．０００３〜０．００１５％の範囲である。
Ｂは強度を高めるのに有効な元素であるが、０．０００３％未満ではその効果が十分でなく、０．００３％を超えると溶接部の靱性を著しく低下させるため、Ｂを含有する場合、その量は０．０００３〜０．００３％の範囲とするのが好ましい。さらに好適には、０．０００３〜０．００１５％の範囲である。
Ｃａ：０．０００３〜０．００５％
Ｃａは延靭性を高めるのに有効な元素であるが、０．０００３％未満ではその効果が十分でなく、０．００５％を超えると逆に延靭性を低下させるため、Ｃａを含有する場合、その量は０．０００３〜０．００５％の範囲とするのが好ましい。さらに好適には、０．０００３〜０．００３％の範囲である。
Ｃａは延靭性を高めるのに有効な元素であるが、０．０００３％未満ではその効果が十分でなく、０．００５％を超えると逆に延靭性を低下させるため、Ｃａを含有する場合、その量は０．０００３〜０．００５％の範囲とするのが好ましい。さらに好適には、０．０００３〜０．００３％の範囲である。
２．金属組織について
引張強さ４９０ＭＰａ以上の高強度化を図るために、金属組織は、フェライトとベイナイトとマルテンサイトからなる組織とする。特に、表層部分は、圧延後の冷却時に板厚中心部に比べて冷却速度が速いことから、マルテンサイトや島状マルテンサイト（ＭＡ）等の硬質相が生成し易く、表層硬さが上昇し、鋼板内の硬さのばらつきが増大して材質均一性が低下する。表層硬さの上昇を抑制するため、表層部分のマルテンサイトは体積分率で１５％以下とする。
引張強さ４９０ＭＰａ以上の高強度化を図るために、金属組織は、フェライトとベイナイトとマルテンサイトからなる組織とする。特に、表層部分は、圧延後の冷却時に板厚中心部に比べて冷却速度が速いことから、マルテンサイトや島状マルテンサイト（ＭＡ）等の硬質相が生成し易く、表層硬さが上昇し、鋼板内の硬さのばらつきが増大して材質均一性が低下する。表層硬さの上昇を抑制するため、表層部分のマルテンサイトは体積分率で１５％以下とする。
ここで、表層部分とは鋼板の表裏面からそれぞれ板厚の１０％の部分を指す。鋼板の冷却速度はその表面で最も速くなる。一方、鋼板の極表層は大気や燃焼雰囲気との反応で脱炭現象が生じる場合があり、軟化していることがある。このため、板厚方向鋼板内で最も硬度が高くなる部分は表面ではなく、表面から板厚の数％分、板厚方向の内部に入った部分である。
フェライトとベイナイトとマルテンサイトからなる組織に、パーライト、島状マルテンサイト（ＭＡ）、残留オーステナイトなどの異なる金属組織が１種または２種以上混在する場合は、強度低下や靭性劣化、表層硬さ上昇が起こるため、フェライトとベイナイトとマルテンサイト相以外の体積分率は少ない程良い。しかし、フェライトとベイナイトとマルテンサイト相以外の組織の体積分率が低い場合は影響が無視できるため、トータルの体積分率で１０％以下の他の金属組織、すなわちパーライト、島状マルテンサイト（ＭＡ）、残留オーステナイト等を１種または２種以上含有してもよい。
なお、ミクロ組織は、光学顕微鏡および走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）にて観察を行い、測定断面から、画像解析装置を用いて評価した。なお、ミクロ組織の組織分率は、面積分率から体積分率を求めた。
３．硬さのばらつきについて
板厚方向の硬さのばらつきがビッカース硬さでΔＨＶ５０以下とする。鋼板の強度や伸び、成形性、耐ＨＩＣ性、耐ＳＳＣＣ性能などの観点から、鋼板内の硬さのばらつき抑制が要求される。板厚方向の硬さのばらつきがビッカース硬さでΔＨＶ５０を超えた場合は、上記特性に悪影響を及ぼす。例えば、鋼板表層部の硬さが鋼板内部に比べてΔＨＶ５０を超えて硬くなった場合は、成形後にスプリングバックが起こりやすくなったり、硫化水素に対する割れ感受性が高まったりする。
板厚方向の硬さのばらつきがビッカース硬さでΔＨＶ５０以下とする。鋼板の強度や伸び、成形性、耐ＨＩＣ性、耐ＳＳＣＣ性能などの観点から、鋼板内の硬さのばらつき抑制が要求される。板厚方向の硬さのばらつきがビッカース硬さでΔＨＶ５０を超えた場合は、上記特性に悪影響を及ぼす。例えば、鋼板表層部の硬さが鋼板内部に比べてΔＨＶ５０を超えて硬くなった場合は、成形後にスプリングバックが起こりやすくなったり、硫化水素に対する割れ感受性が高まったりする。
４．製造条件について
本発明に係る高強度高靱性厚肉鋼板は、以下に示す製造条件で製造することができる。
本発明に係る高強度高靱性厚肉鋼板は、以下に示す製造条件で製造することができる。
４．１鋼片加熱温度：９００℃以上１２００℃以下
鋼片加熱温度が９００℃未満ではミクロ組織の均質化が不十分で必要な強度、靱性が得られず、１２００℃を超えると靭性が劣化するため、鋼片加熱温度は、９００℃以上１２００℃以下とする。なお、ここでの温度は加熱炉の炉内温度であり、鋼片はこの温度に中心部まで十分に加熱されるものとする。
鋼片加熱温度が９００℃未満ではミクロ組織の均質化が不十分で必要な強度、靱性が得られず、１２００℃を超えると靭性が劣化するため、鋼片加熱温度は、９００℃以上１２００℃以下とする。なお、ここでの温度は加熱炉の炉内温度であり、鋼片はこの温度に中心部まで十分に加熱されるものとする。
４．２圧延終了温度：鋼板表面温度で７００℃以上９００℃以下
圧延終了温度は、鋼板表面温度で７００℃未満では、冷却の開始が遅れ十分な強度を得ることができなくなり、９００℃を超えるとミクロ組織が粗くなり靱性が劣化するため、圧延終了温度は、鋼板表面温度で７００℃以上９００℃以下とする。なお、鋼板の表面温度は放射温度計等で測定することができる。
圧延終了温度は、鋼板表面温度で７００℃未満では、冷却の開始が遅れ十分な強度を得ることができなくなり、９００℃を超えるとミクロ組織が粗くなり靱性が劣化するため、圧延終了温度は、鋼板表面温度で７００℃以上９００℃以下とする。なお、鋼板の表面温度は放射温度計等で測定することができる。
４．３第１回目の冷却の冷却開始温度：鋼板の表面温度で７００℃以上
第１回目の冷却開始温度は鋼板の表面温度で７００℃未満では、鋼板表層部の組織を制御する最終回以外の冷却により鋼板全体の温度が下がりすぎてしまい、最終回の冷却で十分な強度が得られなくなるため、第１回目の冷却開始温度は鋼板の表面温度で７００℃以上とする。
なお、２回目以降、最終回以外の冷却開始温度は、特に限定しない。すなわち、各回の冷却終了後、鋼板表面温度が復熱途中あるいは完全に復熱した状態のどちらの状態から冷却を開始しても、他の冷却条件が満たされていれば、冶金的な効果は変わりないので、限定しない。
第１回目の冷却開始温度は鋼板の表面温度で７００℃未満では、鋼板表層部の組織を制御する最終回以外の冷却により鋼板全体の温度が下がりすぎてしまい、最終回の冷却で十分な強度が得られなくなるため、第１回目の冷却開始温度は鋼板の表面温度で７００℃以上とする。
なお、２回目以降、最終回以外の冷却開始温度は、特に限定しない。すなわち、各回の冷却終了後、鋼板表面温度が復熱途中あるいは完全に復熱した状態のどちらの状態から冷却を開始しても、他の冷却条件が満たされていれば、冶金的な効果は変わりないので、限定しない。
４．４最終冷却以外の冷却の鋼板表面の冷却速度：１００℃/ｓ以上
鋼板表面の冷却速度を１００℃/s以上とし、短時間の冷却を行った場合、板厚中心部の温度はほとんど低下せず、鋼板表面のミクロ組織のみを造りこむことができる。一方、１００℃/s未満のときは、鋼板表面のミクロ組織を変化させるために冷却時間が長くなり、板厚中心部の組織変化も考慮した冷却条件となるため、冷却速度と冷却時間の関係を厳密に制御する必要が生じるだけでなく、設定条件外れとなる確率も増えてしまう。したがって、最終冷却以外の冷却の冷却速度は、鋼板表面の冷却速度で１００℃/s以上とする。
鋼板表面の冷却速度を１００℃/s以上とし、短時間の冷却を行った場合、板厚中心部の温度はほとんど低下せず、鋼板表面のミクロ組織のみを造りこむことができる。一方、１００℃/s未満のときは、鋼板表面のミクロ組織を変化させるために冷却時間が長くなり、板厚中心部の組織変化も考慮した冷却条件となるため、冷却速度と冷却時間の関係を厳密に制御する必要が生じるだけでなく、設定条件外れとなる確率も増えてしまう。したがって、最終冷却以外の冷却の冷却速度は、鋼板表面の冷却速度で１００℃/s以上とする。
４．５最終冷却以外の冷却の冷却停止温度：４００℃以上６５０℃以下
鋼板表層部分を、４００℃以上６５０℃以下の温度域を通過させることにより、フェライトとベイナイト相を生成させる。冷却停止温度が４００℃未満になると、硬質なマルテンサイト相が生成してしまう。一方、６５０℃を超える温度ではフェライトとベイナイト相の生成が十分に起こらない。したがって、１段目の冷却停止温度は鋼板の表面で４００℃以上６５０℃以下とする。
鋼板表層部分を、４００℃以上６５０℃以下の温度域を通過させることにより、フェライトとベイナイト相を生成させる。冷却停止温度が４００℃未満になると、硬質なマルテンサイト相が生成してしまう。一方、６５０℃を超える温度ではフェライトとベイナイト相の生成が十分に起こらない。したがって、１段目の冷却停止温度は鋼板の表面で４００℃以上６５０℃以下とする。
４．６最終冷却の冷却開始温度：鋼板表面温度で６００℃以上
最終回の冷却開始温度を鋼板表面温度で６００℃以上とする。最終冷却の冷却開始温度は、復熱途中の温度または復熱後のどちらの温度でもかまわないが、鋼板表面の温度が６００℃以上にならなければ、鋼板全体の温度も６００℃以下ということであり、最終冷却の冷却をいかに行っても十分な強度を得ることができない。したがって、最終冷却の冷却開始温度は鋼板表面温度で６００℃以上とする。
最終回の冷却開始温度を鋼板表面温度で６００℃以上とする。最終冷却の冷却開始温度は、復熱途中の温度または復熱後のどちらの温度でもかまわないが、鋼板表面の温度が６００℃以上にならなければ、鋼板全体の温度も６００℃以下ということであり、最終冷却の冷却をいかに行っても十分な強度を得ることができない。したがって、最終冷却の冷却開始温度は鋼板表面温度で６００℃以上とする。
４．７ 最終冷却の冷却速度：鋼板平均の冷却速度で４℃/ｓ以上
鋼板平均の冷却速度で４℃/s以下であると強度上昇効果が十分に得られなくなるため、４℃/s以上とする。なお、鋼板の厚みが大きくなると、板厚方向中央部の冷却速度は鋼中の熱伝導律速となるため、板厚１００ｍｍの鋼板平均冷却速度の物理限界は、凡そ４℃/sである。また、この冷却条件を厚肉鋼板で得ようとする場合には、鋼板表面でその温度が２００℃以上の温度域において鋼板表面の冷却速度として１００℃/sを超える冷却を行う必要がある。
鋼板平均の冷却速度で４℃/s以下であると強度上昇効果が十分に得られなくなるため、４℃/s以上とする。なお、鋼板の厚みが大きくなると、板厚方向中央部の冷却速度は鋼中の熱伝導律速となるため、板厚１００ｍｍの鋼板平均冷却速度の物理限界は、凡そ４℃/sである。また、この冷却条件を厚肉鋼板で得ようとする場合には、鋼板表面でその温度が２００℃以上の温度域において鋼板表面の冷却速度として１００℃/sを超える冷却を行う必要がある。
なお、最終冷却の初期段階においては、鋼板表面の冷却速度を２０℃/s以上１００℃/s以下とすることができる。２０℃/s以上であれば、鋼板表層部以外のミクロ組織変化を引続く最終回の本冷却と併せて容易に制御することが可能であるので、最終冷却の初期段階においては鋼板表面の冷却速度を２０℃/s以上１００℃/s以下とすることができる。
鋼板平均の温度および冷却速度については、物理的に直接測定することはできないが、鋼板表面の温度変化を基にしたシミュレーション計算によりリアルタイムで求めることができる。
４．８最終冷却の冷却停止温度：鋼板の平均温度で６００℃以下
合金元素を削減し合理化した化学成分の鋼においては、６００℃を超える温度で冷却を停止すると十分な高強度化が得られないため、冷却停止温度は鋼板の平均温度で６００℃以下とする。
合金元素を削減し合理化した化学成分の鋼においては、６００℃を超える温度で冷却を停止すると十分な高強度化が得られないため、冷却停止温度は鋼板の平均温度で６００℃以下とする。
４．９冷却の制約条件について
鋼板表面温度が４００℃以上６５０℃以下になっている時間の合計が２秒以上となる条件とする。鋼板表面の冷却速度が１００℃/s以上の場合、第１回目の冷却中はフェライトまたはベイナイト相の生成はないが、冷却停止後の復熱中、あるいは第２回目以降の冷却中と復熱中にフェライトまたはベイナイト相が生成する。６５０℃以上ではフェライトまたはベイナイト相は生成せず、一方、４００℃未満に冷却してしまうと、マルテンサイト相が生成してしまう。また、フェライトまたはベイナイト相生成分率を十分に得て、マルテンサイトの鋼板表層部における体積分率を１５％以下未満にするためには、４００℃以上６５０℃以下になっている時間の合計を第１回目の冷却中の時間も含めて２秒以上とする必要がある。なお、４００℃以上６５０℃以下になっている時間は連続していなくてもよく、積算して２秒以上になっていればよい。
鋼板表面温度が４００℃以上６５０℃以下になっている時間の合計が２秒以上となる条件とする。鋼板表面の冷却速度が１００℃/s以上の場合、第１回目の冷却中はフェライトまたはベイナイト相の生成はないが、冷却停止後の復熱中、あるいは第２回目以降の冷却中と復熱中にフェライトまたはベイナイト相が生成する。６５０℃以上ではフェライトまたはベイナイト相は生成せず、一方、４００℃未満に冷却してしまうと、マルテンサイト相が生成してしまう。また、フェライトまたはベイナイト相生成分率を十分に得て、マルテンサイトの鋼板表層部における体積分率を１５％以下未満にするためには、４００℃以上６５０℃以下になっている時間の合計を第１回目の冷却中の時間も含めて２秒以上とする必要がある。なお、４００℃以上６５０℃以下になっている時間は連続していなくてもよく、積算して２秒以上になっていればよい。
また、最終冷却の初期段階で鋼板表面の冷却速度を２０℃/s以上１００℃/s以下とした場合でも、フェライトまたはベイナイト変態の生成機構は同様である。したがって、最終冷却以外の冷却の鋼板表面温度が４００℃以上６５０℃以下の時間をｔ１秒、最終冷却の初期段階の鋼板表面冷却速度が２０℃以上１００℃/s以下のときの鋼板表面の温度が４００℃以上６５０℃以下の時間をｔ２秒とすると、その合計のｔ１＋ｔ２秒が２秒以上とする必要がある。
４．１０デスケーリングについて
さらに上記製造方法に加えて、最終冷却の初期段階として、高衝突圧のデスケーリングを行うことが望ましい。圧延後の鋼板においては、圧延前および圧延中のデスケーリング等によりスケールが除去される。しかし、複数回の冷却中に鋼板表面が復熱により高温状態にある時間が長くなると、再びスケールの厚みが増加する。スケール厚みが大きくなると、部分的にスケールの剥離が生じることがある。スケール厚みにばらつきがあるとその厚みに応じて鋼板表面の冷却速度も変化してしまい、その冷却速度に応じて鋼板表面の硬度も変化してしまう。
さらに上記製造方法に加えて、最終冷却の初期段階として、高衝突圧のデスケーリングを行うことが望ましい。圧延後の鋼板においては、圧延前および圧延中のデスケーリング等によりスケールが除去される。しかし、複数回の冷却中に鋼板表面が復熱により高温状態にある時間が長くなると、再びスケールの厚みが増加する。スケール厚みが大きくなると、部分的にスケールの剥離が生じることがある。スケール厚みにばらつきがあるとその厚みに応じて鋼板表面の冷却速度も変化してしまい、その冷却速度に応じて鋼板表面の硬度も変化してしまう。
その対策として、デスケーリングによりスケール厚みを冷却速度に大きな差が生じない程度に薄くすることができる。その効果は、最終回の冷却の直前にデスケーリングを行った場合に最大になる。すなわち、最終回の冷却直前のスケール厚みを測ることは事実上困難であるが、冷却後の鋼板のスケール厚みが１５μｍ以下となるように最終回の冷却直前にデスケーリングを行うことが望ましい。
本発明では、制御冷却の直前に鋼板表面での噴射流の衝突圧が１ＭＰａ以上でデスケーリングを行い、その後５秒以内に制御冷却を行うことが望ましい。
鋼板表面での噴射流の衝突圧が１ＭＰａ未満では、デスケーリングが不十分でスケールむらが生じる場合があり、表層硬さのばらつきが生じるため、噴射流の衝突圧は１ＭＰａ以上とする。デスケーリングは高圧水を用いて行うが、鋼板表面での噴射流の衝突圧が１ＭＰａ以上であれば、他の噴射流を用いても構わない。
デスケーリング後、５秒を超えてから制御冷却を開始する場合、スケールが成長するため、硬さのばらつきが大きくなる。特に、スケール厚さが３０μｍを超える場合、表層硬さのばらつきが顕著となる。デスケーリング後、５秒以内に制御冷却を開始すれば、スケール厚さを１５μｍ以下とすることができるため、デスケーリングから制御冷却までの時間を５秒以内とする。
４．１１焼戻し熱処理について
必要により焼戻し熱処理を行うことができる。焼戻し熱処理は、強度と靭性のバランスを調整するために行う。熱処理温度としては７００℃以下とする。７００℃を超えると強度の低下が著しくなるため、焼戻し熱処理温度は７００℃以下とする。
必要により焼戻し熱処理を行うことができる。焼戻し熱処理は、強度と靭性のバランスを調整するために行う。熱処理温度としては７００℃以下とする。７００℃を超えると強度の低下が著しくなるため、焼戻し熱処理温度は７００℃以下とする。
表１に示す化学成分の鋼（鋼種Ａ〜Ｉ）を連続鋳造法によりスラブとし、これを用いて板厚２５ｍｍから１００ｍｍの厚鋼板（Ｎｏ.１〜１９）を製造した。
鋼片を加熱後、熱間圧延により所定の板厚とした後、水冷型の制御冷却装置を用いて冷却を行った。また、一部の鋼板は、制御冷却の途中段階で、高衝突圧のデスケーリングを行った。各鋼板（Ｎｏ.１〜１９）の製造条件を表２、表３に示す。なお、表３は表２の続きである。
得られた鋼板のミクロ組織およびスケール厚さを、光学顕微鏡および走査型電子顕微鏡により評価した。表裏面より板厚方向に板厚の５％分離れた位置について、それぞれ１０視野の断面組織写真を得て、画像解析装置を用いてマルテンサイトの面積分率から体積分率を求めた。また、表裏面の断面組織観察により、スケール厚さを測定し、それぞれ１０視野の平均値で評価した。
板厚方向硬度分布は、ビッカース硬度試験機を用いて、１ｍｍピッチで硬度を測定して求めた。引張強度は、板厚方向１／４部、圧延直角方向に丸棒引張試験片を採取し、評価を行った。また、靱性をシャルピー衝撃試験により評価した。シャルピー衝撃試験片はＪＩＳ４号試験片とし、板厚方向１／４部、圧延方向と同じ方向で試験片を採取し、評価した。
本発明範囲は、高強度鋼板として引張強度４９０ＭＰａ以上、−４０℃でのシャルピー衝撃試験値ｖＥ−４０℃が４７Ｊ以上、ミクロ組織はフェライト、ベイナイト、マルテンサイトからなる組織で、表層部分のマルテンサイト組織分率が１５％以下、スケール厚さは３０μｍ以下、板厚方向の硬さのばらつきはΔＨＶ５０以下とした。評価結果を表４に示す。
Ｎｏ．１〜８は化学成分および製造方法が本発明の範囲内の発明例である。いずれも、引張強度４９０ＭＰａ以上、−４０℃でのシャルピー衝撃試験値ｖＥ−４０℃は４７Ｊ以上、スケール厚さは３０μｍ以下、板厚方向の硬さのばらつきはΔＨＶ５０以下で、かつ鋼板表層部分のマルテンサイト組織分率は１５％以下であった。
一方、Ｎｏ．９〜１１は化学成分が本発明の範囲外の比較例である。Ｎｏ．９はＣが、またＮｏ．１０はＭｎが、Ｎｏ．１１はＣｅｑが本発明範囲を超えており、鋼板表層部分のマルテンサイト組織分率が１５％を超えてしまい、板厚方向の硬さのばらつきがΔＨＶ５０を超えている。
Ｎｏ．１２〜１９は化学成分は本発明の範囲内であるが、製造方法が本発明の範囲外の比較例である。Ｎｏ．１２は第１回目冷却の冷却速開始温度が本発明範囲外で、強度が低い。Ｎｏ．１３は最終冷却以外の冷却条件が本発明範囲外で、その結果、最終冷却の冷却条件も本発明範囲外となってしまい、強度が低い。Ｎｏ．１４、１５、１６は最終冷却以外の冷却条件が本発明範囲外で、鋼板表層部分のマルテンサイト体積分率が１５％を超えていたため、いずれも板厚方向の硬さのばらつきがΔＨＶ５０を超えている。Ｎｏ．１７、１８は最終冷却の冷却条件が本発明範囲外で、強度が低い。Ｎｏ．１９は鋼板表面温度が４００℃以上６５０℃以下になっている時間の合計が本発明の範囲外で、鋼板表層部分のマルテンサイト体積分率が１５％を超えていたため、板厚方向の硬さのばらつきがΔＨＶ５０を超えている。
Claims (9)
- 質量％で、Ｃ：０．０４〜０．２％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜２．５％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ下記式（１）で示す炭素当量Ｃｅｑが０．５０以下であり、金属組織がフェライトとベイナイトとマルテンサイトからなる組織であり、鋼板の表裏面からそれぞれ板厚の１０％の部分である鋼板表層部分のマルテンサイトが体積分率で１５％以下であり、板厚方向の硬さのばらつきがビッカース硬さでΔＨＶ５０以下であることを特徴とする鋼板内の材質均一性に優れた高強度高靭性厚肉鋼板。
- 更に、質量％で、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：０．５％以下の中から選ばれる１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の鋼板内の材質均一性に優れた高強度高靭性厚肉鋼板。
- 更に、質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｖ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％の中から選ばれる１種又は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に記載の鋼板内の材質均一性に優れた高強度高靭性厚肉鋼板。
- 更に、質量％で、Ｂ：０．０００３〜０．００３％を含有することを特徴とする請求項１乃至３の何れか１項に記載の鋼板内の材質均一性に優れた高強度高靭性厚肉鋼板。
- 更に、質量％で、Ｃａ：０．０００３〜０．００５％を含有することを特徴とする請求項１乃至４の何れか１項に記載の鋼板内の材質均一性に優れた高強度高靭性厚肉鋼板。
- 請求項１乃至５の何れか１項に記載の高強度高靭性厚肉鋼板の製造方法であって、
請求項１乃至５の何れか１項に記載の化学成分を有する鋼片を、９００℃以上１２００℃以下の温度に加熱し、圧延終了温度が、鋼板表面温度で７００℃以上９００℃以下となる熱間圧延を行った後、第1回目の冷却を鋼板表面温度が７００℃以上の温度域から開始し、鋼板表面冷却速度を１００℃/s以上とし、鋼板表面温度が４００℃以上６５０℃以下の温度域まで、鋼板表面温度が６５０℃以下である時間の合計が２秒以上となる条件で１回または２回以上の冷却を行い、続いて、鋼板表面温度が６００℃以上から、ただし、鋼板表面温度が６００℃未満である場合、復熱により鋼板表面温度を６００℃以上とした後、鋼板平均冷却速度が４℃/s以上４０℃/s以下で、鋼板平均温度が６００℃以下となる最終冷却を行うことを特徴とする鋼板内の材質均一性に優れた高強度高靭性厚肉鋼板の製造方法。 - 請求項１乃至５の何れか１項に記載の高強度高靭性厚肉鋼板の製造方法であって、
請求項１乃至５の何れか１項に記載の化学成分を有する鋼片を、９００℃以上１２００℃以下の温度に加熱し、圧延終了温度が、鋼板表面温度で７００℃以上９００℃以下となる熱間圧延を行った後、第1回目の冷却を鋼板表面温度が７００℃以上の温度域から開始し、鋼板表面冷却速度を１００℃/s以上とし、鋼板表面温度が４００℃以上６５０℃以下の温度域まで、鋼板表面温度が６５０℃以下である時間の合計ｔ１秒が下記式（２）を満たすｔ１秒となる条件で１回または２回以上の冷却を行い、続いて、最終冷却の初期段階として、鋼板表面温度が６００℃以上から、ただし、鋼板表面温度が６００℃未満である場合、復熱により鋼板表面温度を６００℃以上とした後、鋼板平均冷却速度を２０℃/s以上１００℃/s以下とし、鋼板表面温度が４００℃以上６５０℃以下の温度域までの冷却時間ｔ２秒が下記式（２）を満たすｔ２秒となる条件で冷却を行い、その後、鋼板平均冷却速度を４℃/s以上４０℃/s以下とし、鋼板平均温度が６００℃以下となるまで最終冷却を行うことを特徴とする鋼板内の材質均一性に優れた高強度高靭性厚肉鋼板の製造方法。
- 請求項１乃至５の何れか１項に記載の高強度高靭性厚肉鋼板の製造方法であって、
請求項１乃至５の何れか１項に記載の化学成分を有する鋼片を、９００℃以上１２００℃以下の温度に加熱し、圧延終了温度が、鋼板表面温度で７００℃以上９００℃以下となる熱間圧延を行った後、第1回目の冷却を鋼板表面温度が７００℃以上の温度域から開始し、鋼板表面冷却速度を１００℃/s以上とし、鋼板表面温度が４００℃以上６５０℃以下の温度域まで、鋼板表面温度が６５０℃以下である時間の合計ｔ１秒が下記式（２）を満たすｔ１秒となる条件で１回または２回以上の冷却を行い、続いて、最終冷却の初期段階として、鋼板表面での噴射流の衝突圧が１ＭＰａ以上でデスケーリングを行い、デスケーリング後５秒以内に、鋼板表面温度が６００℃以上から、ただし、鋼板表面温度が６００℃未満である場合、復熱により鋼板表面温度を６００℃以上とした後、鋼板平均冷却速度を２０℃/s以上１００℃/s以下とし、鋼板表面温度が４００℃以上６５０℃以下の温度域までの冷却時間ｔ２秒が下記式（２）を満たすｔ２秒となる条件で冷却を行い、その後、鋼板平均冷却速度を４℃/s以上４０℃/s以下とし、鋼板平均温度が６００℃以下となるまで最終冷却を行うことを特徴とする鋼板内の材質均一性に優れた高強度高靭性厚肉鋼板の製造方法。
- 請求項６乃至８の何れか１項に記載の製造方法で得られた鋼板を、７００℃以下の温度で焼戻し熱処理することを特徴とする鋼板内の材質均一性に優れた高強度高靭性厚肉鋼板の製造方法。
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