JP6004139B1 - 磁極用熱延鋼板およびその製造方法、ならびに水力発電用リム部材 - Google Patents
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Abstract
高強度かつ溶接性および磁気特性に優れた磁極用熱延鋼板およびその製造方法、水力発電用リム部材を提供する。C ：0.03％以上0.12％以下、Si：0.15%以上0.70%以下、Mn：0.8％以上1.4％以下、P ：0.03％以下、S ：0.005％以下、Al：0.08％以下、N ：0.006％以下、Ti：0.12％以上0.22%以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる。フェライト相が面積率で98％以上、Fe量の析出物が析出物全体に対して0.22質量%以下、析出したTiが鋼中に含まれるTi量に対して80質量%以上、析出したTiを含む炭化物の平均粒子径が6nm以下である。圧延方向の降伏強さが700MPa以上、磁束密度B50が1.5T以上、磁束密度B100が1.6T以上、溶接熱影響部のビッカース硬さの最低値が（母材のビッカース硬さの平均値−30）以上である。
Description
本発明は、水力発電用リム部材等に好適な磁極用熱延鋼板およびその製造方法、ならびに水力発電用リム部材に関する。
近年、地球環境の保全という観点から、地球の温暖化が問題視され、二酸化炭素ガスを排出しない自然エネルギーの需要が高まっている。そして、このような地球温暖化の抑制という観点から、最近では、クリーンなエネルギー源として水力発電が有望視されている。水力発電機等の発電機はローターとステーターとを備え、ローターは鉄芯の役割を果たすポールコアとこれを支えるリムとから構成されている。発電容量を稼ぐためには、ローターを高速で回転させる必要がある。そのため、リムには、高速回転の遠心力に耐えるために高強度を保持することが要求され、主として、降伏強さが５５０MPa級の熱延鋼板が使用されてきた。しかし、最近では、降伏強さが７００MPa級以上の高強度熱延鋼板を使用することが要望されるようになってきた。また、同時にリム用鋼板（リム部材）には、優れた磁気特性を保持することが要求される。そして、鋼板同士は強度が変動しやすい溶接によって接合されるため、リム用鋼板（リム部材）には、溶接性に優れることも要求される。
上記を受けて、これまでにも磁気特性や溶接性に着目した熱延鋼板について、様々な技術が提案されている。
例えば、特許文献１では、面積率95％以上のフェライト相を含み、該フェライト相の結晶粒内に平均粒径が10nm未満のTiおよびVを含む析出物が析出した組織を有し、該フェライト相の平均結晶粒径を２μｍ以上１０μｍ未満の範囲内とすることで、圧延方向の降伏強さが700MPa以上と、磁束密度B50が1.5T以上、B100が1.6T以上の電磁特性を有する鋼板が得られるとしている。
特許文献２では、重量％で、C：0.05〜0.15％、Si：0.5％以下、Mn：0.70〜2.00％、Ti：0.10〜0.30％、B：0.0015〜0.0050％を含む鋼板を、熱間圧延した後500℃以下で巻き取ることにより高磁束密度を有する高張力熱延鋼板が得られるとしている。
特許文献３には、C≦0.10％、Ti:0.02〜0.2％を含み、さらにMo≦0.7％、W≦1.5％のうち少なくとも一方を含み、実質的にフェライト組織にTiとMoおよびWの少なくとも一方とを含む10nm未満の炭化物が分散してなり、590MPa級以上の強度を有する回転機鉄芯用高加工性高強度熱延鋼板が開示されている。
しかしながら、特許文献１で提案された技術では固溶Vを含むため粗大に析出するセメンタイト量の制御が著しく困難であり、粗大なセメンタイトの影響により安定して良好な磁気特性が得られない。
特許文献２で提案された技術では、巻取温度が500℃以下と、制御が困難な温度域で巻き取る必要があり、コイル間およびコイル内での特性のばらつきが問題となる。さらに、低温変態相は結晶粒内に多量の転位を含有し、磁気特性低下につながる。
特許文献３で提案された技術では溶接性について考慮されていないばかりか、粗大なセメンタイトの影響について考慮されていないため安定した磁気特性が得られない。
本発明はかかる事情に鑑み、圧延方向の降伏強さ：700MPa以上であり溶接性および磁気特性に優れた磁極用熱延鋼板およびその製造方法、ならびに水力発電用リム部材を提供することを目的とする。
高強度で良好な溶接性および良好な磁気特性を兼ね備える鋼板の要件について鋭意検討した。その結果、溶接熱影響部での硬度低下は溶解度の大きいVを含む炭化物の溶解によるところが大きいことがわかった。そして、この溶接熱影響部での軟化を抑制するには、Vを無添加もしくは含有量を制御したうえで、固溶強化元素であるSiの含有が有効であることを知見した。一方で、Siの含有により高磁場での磁気特性は低下する。そこで、磁気特性を向上させるための検討をした結果、粗大なセメンタイトの生成を極限まで抑え、熱間圧延時の圧延スケジュールを最適化することで、溶接性と磁気特性とを併せて向上させることに成功した。
本発明は以上の知見に基づいてなされたものであり、以下を要旨とするものである。
［１］成分組成は、質量％で、C ：0.03％以上0.12％以下、Si：0.15％以上0.70％以下、Mn：0.8％以上1.4％以下、P ：0.03％以下、S ：0.005％以下、Al：0.08％以下、N ：0.006％以下、Ti：0.12％以上0.22％以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、組織は、フェライト相が面積率で98％以上であり、析出したFeが鋼中に含まれるFe量に対して0.22質量％以下、析出したTiが鋼中に含まれるTi量に対して80質量％以上、析出したTiを含む炭化物の平均粒子径が6nm以下であり、圧延方向の降伏強さが700MPa以上、磁束密度B50が1.5T以上、磁束密度B100が1.6T以上、溶接熱影響部のビッカース硬さの最低値が（母材のビッカース硬さの平均値−30）以上である磁極用熱延鋼板。
［２］さらに、下記式（１）を満たす上記［１］に記載の磁極用熱延鋼板。
［３］前記成分組成に加えて、質量％で、V：0.01％以上0.05％未満、Nb：0.01％以上0.05％未満の一種以上を含有する上記［１］または［２］に記載の磁極用熱延鋼板。
［４］上記［１］ないし［３］のいずれか一項に記載の成分組成を有する鋼素材を、1100℃以上1350℃以下の温度で加熱し、次いで、1100℃以上の温度で粗圧延を完了し仕上げ圧延温度840℃以上とする熱間圧延を施し、仕上げ圧延終了後3秒以内に30℃/s以上の平均冷却速度で冷却した後、550℃以上700℃以下の温度で巻き取る磁極用熱延鋼板の製造方法。
［５］前記熱間圧延において、最終パスにおける圧下率が15%以下とする上記［４］に記載の磁極用熱延鋼板の製造方法。
［６］鋼板表面にさらにめっき処理を施す上記［４］または［５］に記載の磁極用熱延鋼板の製造方法。
［７］前記めっき処理が溶融亜鉛めっき処理、合金化溶融亜鉛めっき処理、電気亜鉛めっき処理のいずれかである上記［６］に記載の磁極用熱延鋼板の製造方法。
［８］前記めっき処理において形成されるめっき層の組成は、Zn、Si、Al、Ni、Mgの１種または２種以上を含む上記［６］または［７］に記載の磁極用熱延鋼板の製造方法。
［９］上記［１］ないし［３］のいずれか一項に記載の磁極用熱延鋼板からなる水力発電用リム部材。
なお、本発明において、磁極用熱延鋼板とは、めっき処理を施していないもの（熱延鋼板）、溶融亜鉛めっき処理を施したもの（ＧＩ）、溶融亜鉛めっき処理後にさらに合金化処理を施したもの（ＧＡ）、電気亜鉛めっき処理を施したもの（ＥＧ）のいずれも対象とする。
［１］成分組成は、質量％で、C ：0.03％以上0.12％以下、Si：0.15％以上0.70％以下、Mn：0.8％以上1.4％以下、P ：0.03％以下、S ：0.005％以下、Al：0.08％以下、N ：0.006％以下、Ti：0.12％以上0.22％以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、組織は、フェライト相が面積率で98％以上であり、析出したFeが鋼中に含まれるFe量に対して0.22質量％以下、析出したTiが鋼中に含まれるTi量に対して80質量％以上、析出したTiを含む炭化物の平均粒子径が6nm以下であり、圧延方向の降伏強さが700MPa以上、磁束密度B50が1.5T以上、磁束密度B100が1.6T以上、溶接熱影響部のビッカース硬さの最低値が（母材のビッカース硬さの平均値−30）以上である磁極用熱延鋼板。
［２］さらに、下記式（１）を満たす上記［１］に記載の磁極用熱延鋼板。
［４］上記［１］ないし［３］のいずれか一項に記載の成分組成を有する鋼素材を、1100℃以上1350℃以下の温度で加熱し、次いで、1100℃以上の温度で粗圧延を完了し仕上げ圧延温度840℃以上とする熱間圧延を施し、仕上げ圧延終了後3秒以内に30℃/s以上の平均冷却速度で冷却した後、550℃以上700℃以下の温度で巻き取る磁極用熱延鋼板の製造方法。
［５］前記熱間圧延において、最終パスにおける圧下率が15%以下とする上記［４］に記載の磁極用熱延鋼板の製造方法。
［６］鋼板表面にさらにめっき処理を施す上記［４］または［５］に記載の磁極用熱延鋼板の製造方法。
［７］前記めっき処理が溶融亜鉛めっき処理、合金化溶融亜鉛めっき処理、電気亜鉛めっき処理のいずれかである上記［６］に記載の磁極用熱延鋼板の製造方法。
［８］前記めっき処理において形成されるめっき層の組成は、Zn、Si、Al、Ni、Mgの１種または２種以上を含む上記［６］または［７］に記載の磁極用熱延鋼板の製造方法。
［９］上記［１］ないし［３］のいずれか一項に記載の磁極用熱延鋼板からなる水力発電用リム部材。
なお、本発明において、磁極用熱延鋼板とは、めっき処理を施していないもの（熱延鋼板）、溶融亜鉛めっき処理を施したもの（ＧＩ）、溶融亜鉛めっき処理後にさらに合金化処理を施したもの（ＧＡ）、電気亜鉛めっき処理を施したもの（ＥＧ）のいずれも対象とする。
本発明によれば、溶接性に優れた磁極用熱延鋼板すなわち圧延方向の降伏強さ：700MPa以上であり溶接性および磁気特性に優れた磁極用熱延鋼板が得られる。本発明の磁極用熱延鋼板は、水力発電用リム部材等に好適である。水力発電用リム部材に本発明の磁極用熱延鋼板を用いることで水力発電の高効率化や設備寿命を向上させることができ、その効果は著しい。
以下、本発明について詳細に説明する。なお、以下の％は、特に断らない限り質量％を意味するものとする。
まず、本発明鋼板の重要な要件である組織について説明する。
フェライト相の面積率：98％以上（100％を含む）
転位密度が多い状態であると磁束密度は著しく低下する。そのため、転位密度を多く含むベイナイト相やマルテンサイト相といった低温変態相を含まない組織とする必要がある。本発明においては、所望の磁気特性を満足するために、フェライト相の面積率は98％以上とする。フェライト相以外の残部は、マルテンサイト相、セメンタイト相、ベイナイト相を2％以内であれば含有することができる。また、残留オーステナイト相は本発明の磁極用熱延鋼板では基本的には生成されず、少なくとも0.1%以下である。なお、フェライト相の面積率は、後述する実施例に記載の方法にて測定することができる。
転位密度が多い状態であると磁束密度は著しく低下する。そのため、転位密度を多く含むベイナイト相やマルテンサイト相といった低温変態相を含まない組織とする必要がある。本発明においては、所望の磁気特性を満足するために、フェライト相の面積率は98％以上とする。フェライト相以外の残部は、マルテンサイト相、セメンタイト相、ベイナイト相を2％以内であれば含有することができる。また、残留オーステナイト相は本発明の磁極用熱延鋼板では基本的には生成されず、少なくとも0.1%以下である。なお、フェライト相の面積率は、後述する実施例に記載の方法にて測定することができる。
析出したFeが鋼中に含まれるFe量に対して0.22質量％以下
析出物としてのFeはセメンタイトに由来する。粗大なセメンタイトは磁束密度を低下させる原因となるため、できる限り低減することが望ましい。セメンタイトを低減し本発明で求める磁束密度を得るには析出したFeが鋼中に含まれるFe量に対しての割合（以下、Fe析出量と称することもある）は0.22％以下とする必要がある。望ましくは0.20％以下である。なお、Fe析出量は、後述する実施例に記載の方法にて測定することができる。
析出物としてのFeはセメンタイトに由来する。粗大なセメンタイトは磁束密度を低下させる原因となるため、できる限り低減することが望ましい。セメンタイトを低減し本発明で求める磁束密度を得るには析出したFeが鋼中に含まれるFe量に対しての割合（以下、Fe析出量と称することもある）は0.22％以下とする必要がある。望ましくは0.20％以下である。なお、Fe析出量は、後述する実施例に記載の方法にて測定することができる。
セメンタイトの生成を抑制するには、含有したC量はできるだけTiを含む炭化物として析出させることが望ましい。そのため、下記(1)式を満たすことが望ましい。
上記（１）式は、Ti、NbおよびVとCとが微細な炭化物として析出せず、含有するCがセメンタイトとして析出するC量を示す式である。上記（１）式を0.035以下とすることで、本発明の成分および製造方法の範囲内においてセメンタイトとしての析出量が0.22％以下となる。一方、上記（１）式が−0.001を下回ると炭化物の熱安定性が低下し、溶接熱影響部での硬さが低下するため、−0.001以上とすることが好ましい。
さらに、Ti、V、およびNbと結合しないCはFe炭化物として析出する。含有したCのほぼ全てをTi、VおよびNbを含む微細な炭化物として析出させるには、仕上げ圧延前の粗圧延を1100℃以上で完了させることが好ましい。
析出したTiが鋼中に含まれるTi量に対して80質量％以上
本発明においては、微細なTiを含む炭化物を分散させることにより降伏強さが700MPa以上の高強度を得ることができる。析出したTiの鋼中に含まれるTi量に対する割合（Ti析出量もしくはTi析出割合と称することもある）が80％を下回る場合には所望の降伏強さが得られず、さらに固溶Tiの影響により磁束密度が低下する。以上の観点から、Ti析出量は80％以上とする。望ましくは85％以上である。なお、Ti析出量は、後述する実施例に記載の方法にて測定することができる。
本発明においては、微細なTiを含む炭化物を分散させることにより降伏強さが700MPa以上の高強度を得ることができる。析出したTiの鋼中に含まれるTi量に対する割合（Ti析出量もしくはTi析出割合と称することもある）が80％を下回る場合には所望の降伏強さが得られず、さらに固溶Tiの影響により磁束密度が低下する。以上の観点から、Ti析出量は80％以上とする。望ましくは85％以上である。なお、Ti析出量は、後述する実施例に記載の方法にて測定することができる。
析出したTiを含む炭化物の平均粒子径が6nm以下
Tiを含む炭化物を分散させることにより上昇する強度量は、炭化物粒子径の低下にともない上昇する。降伏強さが700MPa以上の高強度を得るには、析出したTiが鋼中に含まれるTi量に対して80質量％以上に加え、析出したTiを含む炭化物の平均粒子径が6nm以下である必要がある。なお、炭化物の平均粒子径は、後述する実施例に記載の方法にて測定することができる。
Tiを含む炭化物を分散させることにより上昇する強度量は、炭化物粒子径の低下にともない上昇する。降伏強さが700MPa以上の高強度を得るには、析出したTiが鋼中に含まれるTi量に対して80質量％以上に加え、析出したTiを含む炭化物の平均粒子径が6nm以下である必要がある。なお、炭化物の平均粒子径は、後述する実施例に記載の方法にて測定することができる。
次に、本発明の成分組成の限定理由を説明する。
C ：0.03％以上0.12％以下
CはTiと結合することでTiを含む微細な炭化物を形成し、鋼板の高強度化に寄与する元素である。降伏強さが700MPa以上を得るには、Cは0.03％以上含有する必要がある。好ましくは0.04％以上である。一方、0.12％を上回る含有はセメンタイトを生成させ、磁束密度を低下させる。従って、C上限量は0.12％とする。好ましくは0.10％以下である。
CはTiと結合することでTiを含む微細な炭化物を形成し、鋼板の高強度化に寄与する元素である。降伏強さが700MPa以上を得るには、Cは0.03％以上含有する必要がある。好ましくは0.04％以上である。一方、0.12％を上回る含有はセメンタイトを生成させ、磁束密度を低下させる。従って、C上限量は0.12％とする。好ましくは0.10％以下である。
Si：0.15％以上0.70％以下
Siは、熱に対して安定な固溶強化元素であり、溶接熱影響部の軟化を抑制する効果がある。さらにセメンタイトを微細化し、セメンタイト析出による磁束密度低下の悪影響を抑制させる効果がある。このように、Siは本発明において重要な要件である。これらの効果を得るためのSi下限量は0.15％である。好ましくは0.20％以上であり、より好ましくは0.35％以上である。一方、Si含有量が0.70％を超えるとSi含有による磁束密度低下の悪影響が顕在化するうえ、鋼板表面に赤スケールが発生し、外観を損なったり、めっき性が低下する。以上から、Si上限量は0.70％とする。好ましくは、0.60％以下である。
Siは、熱に対して安定な固溶強化元素であり、溶接熱影響部の軟化を抑制する効果がある。さらにセメンタイトを微細化し、セメンタイト析出による磁束密度低下の悪影響を抑制させる効果がある。このように、Siは本発明において重要な要件である。これらの効果を得るためのSi下限量は0.15％である。好ましくは0.20％以上であり、より好ましくは0.35％以上である。一方、Si含有量が0.70％を超えるとSi含有による磁束密度低下の悪影響が顕在化するうえ、鋼板表面に赤スケールが発生し、外観を損なったり、めっき性が低下する。以上から、Si上限量は0.70％とする。好ましくは、0.60％以下である。
Mn：0.8％以上1.4％以下
Tiを含む炭化物はオーステナイトからフェライトへの変態温度の低温化にともない、微細化する。Mnは、オーステナイトからフェライトへの変態温度を下げる効果があるため、Mnを含有することでTiを含む炭化物が微細化し高強度化する。降伏強さが700MPa以上を得るには、Mnは0.8％以上含有する必要がある。一方、1.4％を超えるとベイナイト相が生成しやすくなり、粗大なセメンタイト生成による強度低下や磁束密度のばらつきの原因となる。以上から、Mn含有量の範囲は0.8％以上1.4％以下とする。好ましくは0.9％以上1.3％以下である。
Tiを含む炭化物はオーステナイトからフェライトへの変態温度の低温化にともない、微細化する。Mnは、オーステナイトからフェライトへの変態温度を下げる効果があるため、Mnを含有することでTiを含む炭化物が微細化し高強度化する。降伏強さが700MPa以上を得るには、Mnは0.8％以上含有する必要がある。一方、1.4％を超えるとベイナイト相が生成しやすくなり、粗大なセメンタイト生成による強度低下や磁束密度のばらつきの原因となる。以上から、Mn含有量の範囲は0.8％以上1.4％以下とする。好ましくは0.9％以上1.3％以下である。
P：0.03％以下
Pは、粒界に偏析して溶接部の靱性を著しく悪化させる元素である。そのため、Pは極力低減することが好ましい。本発明では上記問題を回避すべく、P含有量を0.03％以下とする。好ましくは0.02％以下である。
Pは、粒界に偏析して溶接部の靱性を著しく悪化させる元素である。そのため、Pは極力低減することが好ましい。本発明では上記問題を回避すべく、P含有量を0.03％以下とする。好ましくは0.02％以下である。
S ：0.005％以下
Sは、鋼中でMnSなどの介在物として存在する。この介在物は、粗大であることから磁束密度低下の要因となる。したがって、本発明では、S含有量を極力低減することが好ましく、0.005％以下とする。好ましくは0.003％以下である。
Sは、鋼中でMnSなどの介在物として存在する。この介在物は、粗大であることから磁束密度低下の要因となる。したがって、本発明では、S含有量を極力低減することが好ましく、0.005％以下とする。好ましくは0.003％以下である。
Al：0.08％以下
Alを製鋼の段階で脱酸剤として含有する場合、0.02％以上含有することになる。一方で、Al含有量が0.08％を超えるとアルミナなどの粗大な介在物により磁束密度が低下する。したがって、Al含有量は0.08％以下とする。好ましくは0.07％以下である。
Alを製鋼の段階で脱酸剤として含有する場合、0.02％以上含有することになる。一方で、Al含有量が0.08％を超えるとアルミナなどの粗大な介在物により磁束密度が低下する。したがって、Al含有量は0.08％以下とする。好ましくは0.07％以下である。
N ：0.006％以下
Nは、Tiと結合して粗大な窒化物を形成させることにより磁束密度低下の要因となる。さらに、強化に寄与するTiを含む微細な炭化物の析出量が減少するために強度低下にもつながる。そのため、N含有量は極力低減することが好ましく、上限量を0.006％とする。好ましくは0.005％以下である。
Nは、Tiと結合して粗大な窒化物を形成させることにより磁束密度低下の要因となる。さらに、強化に寄与するTiを含む微細な炭化物の析出量が減少するために強度低下にもつながる。そのため、N含有量は極力低減することが好ましく、上限量を0.006％とする。好ましくは0.005％以下である。
Ti：0.12％以上0.22％以下
Tiは微細な炭化物を形成し、鋼板の高強度化に寄与する元素である。降伏強さ700MPa以上を得るには、少なくともTiは0.12％以上含有する必要がある。一方、0.22％を超えると熱間圧延前のスラブ加熱時に粗大なTiを含む炭化物を溶解することができず、高強度化への寄与が飽和する。また、粗大なTiを含む炭化物は磁束密度が低下する要因となる。以上から、Ti含有量の範囲を0.12％以上0.22％以下とする。好ましくは0.14％以上0.18％以下である。
Tiは微細な炭化物を形成し、鋼板の高強度化に寄与する元素である。降伏強さ700MPa以上を得るには、少なくともTiは0.12％以上含有する必要がある。一方、0.22％を超えると熱間圧延前のスラブ加熱時に粗大なTiを含む炭化物を溶解することができず、高強度化への寄与が飽和する。また、粗大なTiを含む炭化物は磁束密度が低下する要因となる。以上から、Ti含有量の範囲を0.12％以上0.22％以下とする。好ましくは0.14％以上0.18％以下である。
残部はFeおよび不可避的不純物である。
以上が、本発明における成分組成であるが、上記した成分組成に加えて、以下の目的に応じて、さらに、V：0.01％以上0.05％未満、Nb：0.01％以上0.05％未満の一種以上を含有することができる。
VおよびNbはCと結合して、さらなる高強度化に寄与する元素である。この効果を得るには、VおよびNbのいずれも0.01％以上含有させることが好ましい。一方、Vを0.05％以上含有した場合、溶接熱影響部でのVを含む炭化物の溶解による軟化の影響が顕在化し、溶接性が低下する。Nbを0.05％以上含有した場合、熱間圧延前のスラブ加熱工程で粗大なNbを含む炭化物が残存し、磁束密度低下の要因となる。以上から、含有する場合、V：0.01％以上0.05％未満、Nb：0.01％以上0.05％未満とする。好ましくは、V：0.01％以上0.04％以下、Nb：0.01％以上0.03％以下である。
次に、本発明の磁極用熱延鋼板の製造方法について説明する。
本発明の磁極用熱延鋼板は、上記した成分組成の鋼素材（鋼スラブ）を1100℃以上1350℃以下の温度で加熱し、次いで、1100℃以上の温度で粗圧延を完了し仕上げ圧延温度840℃以上とする熱間圧延を施し、仕上げ圧延終了後3秒以内に30℃/s以上の平均冷却速度で冷却した後、550℃以上700℃以下の温度で巻き取ることで製造することができる。
本発明の磁極用熱延鋼板は、上記した成分組成の鋼素材（鋼スラブ）を1100℃以上1350℃以下の温度で加熱し、次いで、1100℃以上の温度で粗圧延を完了し仕上げ圧延温度840℃以上とする熱間圧延を施し、仕上げ圧延終了後3秒以内に30℃/s以上の平均冷却速度で冷却した後、550℃以上700℃以下の温度で巻き取ることで製造することができる。
本発明において、鋼の溶製方法は特に限定されず、転炉、電気炉等、公知の溶製方法を採用することができる。また、真空脱ガス炉にて2次精錬を行ってもよい。その後、生産性や品質上の問題から連続鋳造法によりスラブ（鋼素材）とするのが好ましいが、造塊−分塊圧延法、薄スラブ連鋳法等、公知の鋳造方法でスラブとしても良い。
鋼素材の加熱温度：1100℃以上1350℃以下
熱間圧延に先立ち鋼素材を加熱して実質的に均質なオーステナイト相とする必要がある。加熱温度が1100℃を下回るとTiおよびNbを含む粗大な炭化物を溶解することができず、降伏強さおよび磁束密度が低下する。一方、加熱温度が1350℃を上回ると、スケール生成量が多くなり、熱間圧延時にスケールが噛み込み、熱延鋼板の表面性状が悪化する。そのため、鋼素材の加熱温度は1100℃以上1350℃以下とした。好ましくは1150℃以上1300℃以下である。但し、鋼素材に熱間圧延を施すに際し、鋳造後の鋼素材が1100℃以上1350℃以下の温度域にある場合、或いは鋼素材の炭化物が溶解している場合には、鋼素材を加熱することなく直送圧延してもよい。
熱間圧延に先立ち鋼素材を加熱して実質的に均質なオーステナイト相とする必要がある。加熱温度が1100℃を下回るとTiおよびNbを含む粗大な炭化物を溶解することができず、降伏強さおよび磁束密度が低下する。一方、加熱温度が1350℃を上回ると、スケール生成量が多くなり、熱間圧延時にスケールが噛み込み、熱延鋼板の表面性状が悪化する。そのため、鋼素材の加熱温度は1100℃以上1350℃以下とした。好ましくは1150℃以上1300℃以下である。但し、鋼素材に熱間圧延を施すに際し、鋳造後の鋼素材が1100℃以上1350℃以下の温度域にある場合、或いは鋼素材の炭化物が溶解している場合には、鋼素材を加熱することなく直送圧延してもよい。
1100℃以上の温度で粗圧延を完了し仕上げ圧延温度840℃以上とする熱間圧延
Ti、V、およびNbと結合しないCはFe炭化物として析出する。含有したCのほぼ全てをTi、VおよびNbを含む微細な炭化物として析出させるには、仕上げ圧延前の粗圧延を1100℃以上で完了させる必要がある。粗圧延を1100℃未満で完了した場合、粗圧延で導入されたひずみを駆動力として、その後の長時間保持によりオーステナイト中にTi、VおよびNbを含む炭化物が粗大に析出する。そして、粗大化した炭化物が、降伏強さおよび磁束密度に対する悪影響を顕在化させる。仕上げ圧延温度が840℃未満では、仕上げ圧延中にフェライト変態が開始してフェライト粒が伸展された組織となる。この伸展したフェライト粒の内部には多量の転位が導入されるため、磁束密度低下の要因となる。したがって、仕上げ圧延温度は840℃以上とする。好ましくは860℃以上である。なお、仕上げ圧延での温度は1100℃未満であるが、仕上げ圧延でのタンデム圧延は粗圧延に比べ析出し成長する時間がないため、上記の粗圧延時の悪影響が顕在化しない。
Ti、V、およびNbと結合しないCはFe炭化物として析出する。含有したCのほぼ全てをTi、VおよびNbを含む微細な炭化物として析出させるには、仕上げ圧延前の粗圧延を1100℃以上で完了させる必要がある。粗圧延を1100℃未満で完了した場合、粗圧延で導入されたひずみを駆動力として、その後の長時間保持によりオーステナイト中にTi、VおよびNbを含む炭化物が粗大に析出する。そして、粗大化した炭化物が、降伏強さおよび磁束密度に対する悪影響を顕在化させる。仕上げ圧延温度が840℃未満では、仕上げ圧延中にフェライト変態が開始してフェライト粒が伸展された組織となる。この伸展したフェライト粒の内部には多量の転位が導入されるため、磁束密度低下の要因となる。したがって、仕上げ圧延温度は840℃以上とする。好ましくは860℃以上である。なお、仕上げ圧延での温度は1100℃未満であるが、仕上げ圧延でのタンデム圧延は粗圧延に比べ析出し成長する時間がないため、上記の粗圧延時の悪影響が顕在化しない。
仕上げ圧延の最終パスにおける圧下率が15%以下（好適条件）
本発明では、Si添加により溶接性の向上を図る。しかしながら、同時に固溶Siの影響により高磁場での磁気特性が低下する傾向にある。そこで、さらなる磁気特性改善のため、磁気特性を低下させる磁壁の存在密度に着目し、磁壁の存在密度を低下させることを検討した。その結果、熱間圧延時の最終パスにおける圧下率を15%以下とすることで、粒内へ蓄積されるひずみを最低限としたうえで、ひずみエネルギーを駆動力とし、磁壁が移動することを見出した。仕上げ圧延の最終パスにおける圧下率を15%以下とすることで、磁束密度B50が1.55T以上、磁束密度B100が1.65T以上を達成できる。以上より、仕上げ圧延の最終パスにおける圧下率は15%以下が好ましい。より好ましくは12%以下である。
本発明では、Si添加により溶接性の向上を図る。しかしながら、同時に固溶Siの影響により高磁場での磁気特性が低下する傾向にある。そこで、さらなる磁気特性改善のため、磁気特性を低下させる磁壁の存在密度に着目し、磁壁の存在密度を低下させることを検討した。その結果、熱間圧延時の最終パスにおける圧下率を15%以下とすることで、粒内へ蓄積されるひずみを最低限としたうえで、ひずみエネルギーを駆動力とし、磁壁が移動することを見出した。仕上げ圧延の最終パスにおける圧下率を15%以下とすることで、磁束密度B50が1.55T以上、磁束密度B100が1.65T以上を達成できる。以上より、仕上げ圧延の最終パスにおける圧下率は15%以下が好ましい。より好ましくは12%以下である。
仕上げ圧延終了後3秒以内に30℃/s以上の平均冷却速度で冷却
Tiを含む炭化物は、オーステナイトからフェライトへの変態温度の低温化にともない微細化する。平均粒子径6nm以下の炭化物を得るには、オーステナイトからフェライトへの変態温度は700℃以下とする必要がある。そのためには、仕上げ圧延終了後3秒以内に平均冷却速度30℃/s以上で冷却する必要がある。なお、平均冷却速度は仕上げ圧延温度から700℃までの平均冷却速度である。
Tiを含む炭化物は、オーステナイトからフェライトへの変態温度の低温化にともない微細化する。平均粒子径6nm以下の炭化物を得るには、オーステナイトからフェライトへの変態温度は700℃以下とする必要がある。そのためには、仕上げ圧延終了後3秒以内に平均冷却速度30℃/s以上で冷却する必要がある。なお、平均冷却速度は仕上げ圧延温度から700℃までの平均冷却速度である。
巻取り温度：550℃以上700℃以下
巻取温度が700℃を超えると炭化物が粗大化し、所望の降伏強さおよび磁気特性が得られない。一方で、550℃未満ではベイナイト相が生成することにより、磁気特性が低下する。以上から、巻取り温度の範囲を550℃以上700℃以下とする。好ましくは、580℃以上680℃以下である。
巻取温度が700℃を超えると炭化物が粗大化し、所望の降伏強さおよび磁気特性が得られない。一方で、550℃未満ではベイナイト相が生成することにより、磁気特性が低下する。以上から、巻取り温度の範囲を550℃以上700℃以下とする。好ましくは、580℃以上680℃以下である。
以上により、本発明の磁極用熱延鋼板が製造される。なお、本発明の磁極用熱延鋼板を焼鈍温度が720℃以下の連続溶融めっきラインに通板しても材質に影響をおよぼさない。そのため、鋼板表面にさらにめっき処理を施し、鋼板表面にめっき層を有することが可能である。また、めっき処理やめっき浴の組成によっても材質に影響をおよぼさないため、めっき処理としては、溶融亜鉛めっき処理、合金化溶融亜鉛めっき処理、電気亜鉛めっき処理のいずれも適用できる。また、めっき浴の組成としては、Zn、Al、Mg、SiおよびNiの１種または２種以上を含むものであれば良い。すなわち、めっき処理において形成されるめっき層の組成は、Zn、Si、Al、Ni、Mgの１種または２種以上を含むことが可能である。
以上により得られる本発明の磁極用熱延鋼板は、高磁極が要求される部品に好適であり、特に水力発電用リム部材としての使用に最適である。
表１に示す成分組成を有する肉厚250mmの鋼素材に対して、表２に示す熱延条件で板厚1.6〜3.2mmの熱延鋼板を製造した。一部のものについては、さらに、合金化溶融亜鉛めっき処理を施した。合金化溶融めっき処理は、焼鈍温度が700℃以下、めっき浴の組成がZn-0.13質量％Al、めっき浴の温度が460℃、合金化温度が530℃の連続溶融めっきラインで製造し、めっき付着量は片面当たり45〜65g/m2とした。
上記により得られた熱延鋼板もしくは合金化溶融めっき鋼板から試験片を採取し、以下の方法で組織を観察し性能を評価した。
（ｉ）組織観察
各相の面積率は以下の手法により評価した。熱延鋼板もしくは合金化溶融亜鉛めっき鋼板から、圧延方向に平行な断面が観察面となるよう切り出し、板厚中心部の金属組織を3％ナイタールで腐食現出し、走査型光学顕微鏡で400倍に拡大して10視野分撮影した。フェライト相は粒内に腐食痕やセメンタイトが観察されない形態を有する組織である。これらを画像解析によりフェライト相以外のベイナイト相やマルテンサイト相、パーライト等を分離し、観察視野に対する面積率によって求めた。面積を求めるにあたりフェライト粒界はフェライト相の一部として計上した。
各相の面積率は以下の手法により評価した。熱延鋼板もしくは合金化溶融亜鉛めっき鋼板から、圧延方向に平行な断面が観察面となるよう切り出し、板厚中心部の金属組織を3％ナイタールで腐食現出し、走査型光学顕微鏡で400倍に拡大して10視野分撮影した。フェライト相は粒内に腐食痕やセメンタイトが観察されない形態を有する組織である。これらを画像解析によりフェライト相以外のベイナイト相やマルテンサイト相、パーライト等を分離し、観察視野に対する面積率によって求めた。面積を求めるにあたりフェライト粒界はフェライト相の一部として計上した。
析出したTiを含む炭化物の平均粒子径は、透過型電子顕微鏡を用いて135000倍で観察し100点の炭化物の粒子径の平均を取り、円相当径を各炭化物の粒子径として求めた。
Fe析出量は、10％AA系電解液（10vol％アセチルアセトン-1質量％塩化テトラメチルアンモニウム-メタノール）中で、約0.2gを電流密度20mA/cm2で定電流電解した後、電解液から濾過により析出物を捕集し、ICP-MS法により析出物に含まれるFe量を求め、定電流電解により電解した地鉄の質量との割合を求めることによって得た。
Ti析出量（Ti析出割合）は、Fe析出量の測定方法と同様の手順で定電流電解し、電解液中に含まれるTi量をICP-MS法により測定した。この電解液中に含まれるTi量は、固溶状態にあるTi量であり、Ti析出量はTi含有量から固溶状態にあるTi量を差し引くことによって求めた。
（ii）引張試験
熱延鋼板もしくは合金化溶融亜鉛めっき鋼板から圧延方向に対して平行方向にJIS5号引張試験片を作製し、JIS Z 2241(2011)の規定に準拠した引張試験を5回行い、平均の降伏強さ(YS)、引張強さ(TS)、全伸び(El)を求めた。引張試験のクロスヘッドスピードは10mm/minとした。
熱延鋼板もしくは合金化溶融亜鉛めっき鋼板から圧延方向に対して平行方向にJIS5号引張試験片を作製し、JIS Z 2241(2011)の規定に準拠した引張試験を5回行い、平均の降伏強さ(YS)、引張強さ(TS)、全伸び(El)を求めた。引張試験のクロスヘッドスピードは10mm/minとした。
（iii）磁束密度測定
熱延鋼板もしくは合金化溶融めっき鋼板から30mm×280mmのサンプルを採取し、直流磁気特性測定装置を用いて、JIS C 2555に準拠した測定により磁束密度B50および磁束密度B100を求めた。B50およびB100は、それぞれ磁化力5000A/mおよび10000A/mにおける磁束密度を示す。
熱延鋼板もしくは合金化溶融めっき鋼板から30mm×280mmのサンプルを採取し、直流磁気特性測定装置を用いて、JIS C 2555に準拠した測定により磁束密度B50および磁束密度B100を求めた。B50およびB100は、それぞれ磁化力5000A/mおよび10000A/mにおける磁束密度を示す。
（iv）溶接性評価
溶接試験として直径1.2mmのワイヤーを用いた炭酸ガスアーク溶接を行い評価した。溶接条件は、溶接速度が80cm/min、溶接電流が220A、溶接電圧が25V、板隙1mmの突き合わせ溶接である。溶接後、ビード部断面を切り出し、その断面の板厚中央部を0.5mm間隔で試験荷重0.49Nのビッカース硬さ試験を行った。一方、母材の硬さは溶接部から30mm以上離れた位置を試験荷重0.49Nで5点測定した平均値とした。表3には母材の硬さ（母材硬度の平均値）と溶接熱影響部での最小硬さ（溶接熱影響部硬度最低値）との差を記した。
溶接試験として直径1.2mmのワイヤーを用いた炭酸ガスアーク溶接を行い評価した。溶接条件は、溶接速度が80cm/min、溶接電流が220A、溶接電圧が25V、板隙1mmの突き合わせ溶接である。溶接後、ビード部断面を切り出し、その断面の板厚中央部を0.5mm間隔で試験荷重0.49Nのビッカース硬さ試験を行った。一方、母材の硬さは溶接部から30mm以上離れた位置を試験荷重0.49Nで5点測定した平均値とした。表3には母材の硬さ（母材硬度の平均値）と溶接熱影響部での最小硬さ（溶接熱影響部硬度最低値）との差を記した。
以上により得られた結果を表3に示す。
本発明例はいずれも、降伏強さYS：700MPa以上であり溶接性ならびに磁気特性に優れた熱延鋼板（合金化溶融亜鉛めっき鋼板）が得られていることがわかる。特に、熱間圧延における最終パスにおける圧下率を15%以下として製造された本発明例は、磁束密度B50が1.55T以上、磁束密度B100が1.65T以上と、より一層磁気特性に優れている。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、降伏強さ、溶接性、磁気特性のいずれか一つ以上が劣っている。
Claims (9)
- 成分組成は、質量%で、C ：0.03％以上0.12％以下、Si：0.15%以上0.70%以下、Mn：0.8％以上1.4％以下、P ：0.03％以下、S ：0.005％以下、Al：0.08％以下、N ：0.006％以下、Ti：0.12％以上0.22%以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、
組織は、フェライト相が面積率で98％以上であり、
析出したFeが鋼中に含まれるFe量に対して0.22質量％以下、析出したTiが鋼中に含まれるTi量に対して80質量％以上、析出したTiを含む炭化物の平均粒子径が6nm以下であり、
圧延方向の降伏強さが700MPa以上、磁束密度B50が1.5T以上、磁束密度B100が1.6T以上、溶接熱影響部のビッカース硬さの最低値が（母材のビッカース硬さの平均値−30）以上である磁極用熱延鋼板。 - さらに、下記式（１）を満たす請求項１に記載の磁極用熱延鋼板。
- 前記成分組成に加えて、質量％で、V：0.01％以上0.05％未満、Nb：0.01%以上0.05%未満の一種以上を含有する請求項１または２に記載の磁極用熱延鋼板。
- 請求項１ないし３のいずれか一項に記載の磁極用熱延鋼板の製造方法であって、
鋼素材を、1100℃以上1350℃以下の温度で加熱し、次いで、1100℃以上の温度で粗圧延を完了し仕上げ圧延温度840℃以上とする熱間圧延を施し、仕上げ圧延終了後3秒以内に30℃/s以上の平均冷却速度で冷却した後、550℃以上700℃以下の温度で巻き取る磁極用熱延鋼板の製造方法。 - 前記熱間圧延において、最終パスにおける圧下率が15%以下とする請求項４に記載の磁極用熱延鋼板の製造方法。
- 鋼板表面にさらにめっき処理を施す請求項４または５に記載の磁極用熱延鋼板の製造方法。
- 前記めっき処理が溶融亜鉛めっき処理、合金化溶融亜鉛めっき処理、電気亜鉛めっき処理のいずれかである請求項６に記載の磁極用熱延鋼板の製造方法。
- 前記めっき処理において形成されるめっき層の組成は、Zn、Si、Al、Ni、Mgの１種または２種以上を含む請求項６または７に記載の磁極用熱延鋼板の製造方法。
- 請求項１ないし３のいずれか一項に記載の磁極用熱延鋼板からなる水力発電用リム部材。
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