JP6146429B2 - 調質高張力厚鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、曲げ加工性および靭性に優れた調質高張力厚鋼板及びその製造方法に関するものである。
建築、橋梁、貯蔵タンク、圧力容器などの鉄鋼構造物の製造に用いられる鋼板は、強度と靭性が優れていることはもちろん、成形時の加工性に優れていることが要求される。一般的に、鋼板の強度が上がるほど曲げ加工性は悪くなる。
そこで、強度と加工性を両立するために、鋼板表層部のみ軟化させる方法が提案されている。
例えば、特許文献１、特許文献２では圧延後に加速冷却し、その後に誘導加熱することにより、表層のみ軟化させる方法が提案されている。しかし、特許文献１、特許文献２の技術では、既存の設備に加え、新たな加熱設備が必要となり、鋼板の製造コストが高くなる。
また、鋼板表層部のみ軟化させ、鋼板内部の強度を確保する方法である、特許文献３に記載の技術は、圧延中に加速冷却を行い、その際に加速冷却を複数に分け、かつ所定の温度域で圧延を行う工程を含むことを特徴としている。しかし、特許文献３に記載の技術では、冷却中、もしくは直後でも圧延を行うには新たな冷却装置が必要である。また、加速冷却は温度制御が難しいため、特許文献３で提案されている圧延や冷却条件を満たし安定的に鋼板を製造することは難しく、歩留まりが悪い。
本発明は上記課題を解決するためになされたものであり、その目的は、強度と加工性を両立するために、鋼板表層部のみ軟化させ、鋼板内部の強度を確保する方法において、新たな設備を使用しない場合であっても、強度と加工性を両立させた調質高張力厚鋼板を安定して製造できる技術を提供することにある。
通常、熱間圧延を施してなる厚鋼板を、所定の温度Ｔ℃以上まで加熱して焼ならしを行う際に、厚鋼板全体がＴ℃以上になってから厚鋼板を加熱炉から取り出す。しかし、この方法で厚鋼板の表層を軟化させようとすると、厚鋼板内部まで粗大なフェライトが生成し、鋼板全体の強度が下がってしまう。
そこで、本発明者らは上記課題を解決するために鋭意研究を重ねた結果、以下の知見を得た。
焼ならし処理において、昇温途中で加熱炉から厚鋼板を取り出すことによって、厚鋼板の表層と内部で温度差をつけることができる。これを利用すれば、表層に粗大なフェライトを形成させ、内部は微細なフェライトを形成させることができる。微細なフェライトは粗大なフェライトよりも結晶粒の細粒化効果により強度が高いため、鋼板全体の強度を保ちつつ、表層の強度を下げて曲げ加工性を高めることができる。
また、加熱炉の温度を高くするほど、昇温過程で鋼板表層と鋼板内部の温度差が大きくなる。
本発明は以上の知見に基づいて完成されたものであり、具体的には、本発明は以下のものを提供する。
（１）質量％で、Ｃ：０．０４〜０．３０％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００６％以下、Ａｌ：０．０５％以下、Ｎ：０．００６０％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．３０％を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、板厚方向に厚鋼板表面からｔ１ｍｍ（ｔ１＝（厚鋼板板厚ｔ）×０．１）までの領域である厚鋼板表層部の平均フェライト粒径が３０μｍ以上であり、板厚中央位置から板厚方向に±２ｍｍの領域である厚鋼板中央部の平均フェライト粒径が１５μｍ以下であり、さらに、前記厚鋼板表層部の平均フェライト粒径が前記厚鋼板中央部の平均フェライト粒径の２．００〜５．００倍であることを特徴とする、調質高張力厚鋼板。
（２）さらに質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、ＲＥＭ：０．００１０〜０．００５０％、Ｍｇ：０．００１０〜０．００５０％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）に記載の調質高張力厚鋼板。
（３）（１）又は（２）に記載の成分組成を有する鋼スラブを、１０００〜１２５０℃の温度に加熱し、圧延仕上温度を８００℃以上とする熱間圧延を施す熱延工程と、前記熱延工程後の厚鋼板に焼きならし処理を施す焼ならし工程と、を備え、前記焼きならし工程では、厚鋼板を加熱炉から取り出すときの、加熱条件から伝熱計算で算出した厚鋼板表面温度（Ｔｓ）、板厚方向の厚鋼板中心温度（Ｔｃ）が、下記（式１）〜（式４）を満たすことを特徴とする、板厚方向に厚鋼板表面からｔ１ｍｍ（ｔ１＝（厚鋼板板厚ｔ）×０．１）までの領域である厚鋼板表層部の平均フェライト粒径が３０μｍ以上であり、板厚中央位置から板厚方向に±２ｍｍの領域である厚鋼板中央部の平均フェライト粒径が１５μｍ以下であり、さらに、前記厚鋼板表層部の平均フェライト粒径が前記厚鋼板中央部の平均フェライト粒径の２．００〜５．００倍である調質高張力厚鋼板の製造方法。
Ａｃ３＋３０≦Ｔｓ（℃）≦Ａｃ３＋１２０ （式１）
Ｖｓ（℃／ｍｉｎ）≧−０．００３６×ｔ＋０．５４ （式２）
Ａｃ３≦Ｔｃ（℃）≦Ａｃ３＋２０ （式３）
Ｔｓ−Ｔｃ≧３０（℃） （式４）
ただし、Ａｃ３＝９３７−４７６．５Ｃ＋５６Ｓｉ−１９．７Ｍｎ＋１３６．３Ｔｉ＋１９８．４Ａｌであり（元素記号は、各元素の含有量（質量％）を意味する。）、
Ｖｓは、厚鋼板の表面温度がＴｓになる５分前の、加熱条件から伝熱計算で算出した厚鋼板表面温度をＴｓ−５としたときに、Ｖｓ＝（Ｔｓ−Ｔｓ−５）／５で表され、
ｔは、前記焼きならし処理を施される厚鋼板の厚みである。
Ａｃ３＋３０≦Ｔｓ（℃）≦Ａｃ３＋１２０ （式１）
Ｖｓ（℃／ｍｉｎ）≧−０．００３６×ｔ＋０．５４ （式２）
Ａｃ３≦Ｔｃ（℃）≦Ａｃ３＋２０ （式３）
Ｔｓ−Ｔｃ≧３０（℃） （式４）
ただし、Ａｃ３＝９３７−４７６．５Ｃ＋５６Ｓｉ−１９．７Ｍｎ＋１３６．３Ｔｉ＋１９８．４Ａｌであり（元素記号は、各元素の含有量（質量％）を意味する。）、
Ｖｓは、厚鋼板の表面温度がＴｓになる５分前の、加熱条件から伝熱計算で算出した厚鋼板表面温度をＴｓ−５としたときに、Ｖｓ＝（Ｔｓ−Ｔｓ−５）／５で表され、
ｔは、前記焼きならし処理を施される厚鋼板の厚みである。
なお、本発明の鋼板の製造方法は、焼ならし工程において鋼板の表層と板厚中央に温度差を設けるものであるため、ある程度、厚い鋼板でなければ適用は難しい。このため本発明の製造方法は１０ｍｍ〜８０ｍｍの板厚の鋼板に好適に適用できる。
本発明の調質高張力厚鋼板は、強度及び曲げ加工性に優れ、安定して製造可能である。
また、本発明の調質高張力厚鋼板を製造する際には既設の加熱炉を使用することができ、従来技術のように新たな設備を使用する必要はない。なお、本発明の鋼板はとりわけ引張強度５５０ＭＰａ以上を有するものとした。
以下、本発明の実施形態について説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
成分組成
本発明の調質高張力厚鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０４〜０．３０％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００６％以下、Ａｌ：０．０５％以下、Ｎ：０．００６０％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．３０％を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する。また、本発明の調質高張力厚鋼板は、任意成分として、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、ＲＥＭ：０．００１０〜０．００５０％、Ｍｇ：０．００１０〜０．００５０％のうちから選ばれた１種または２種以上を含んでもよい。以下、各成分について説明する。なお、成分組成の説明における「％」は「質量％」を意味する。
本発明の調質高張力厚鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０４〜０．３０％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００６％以下、Ａｌ：０．０５％以下、Ｎ：０．００６０％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．３０％を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する。また、本発明の調質高張力厚鋼板は、任意成分として、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、ＲＥＭ：０．００１０〜０．００５０％、Ｍｇ：０．００１０〜０．００５０％のうちから選ばれた１種または２種以上を含んでもよい。以下、各成分について説明する。なお、成分組成の説明における「％」は「質量％」を意味する。
Ｃ：０．０４〜０．３０％
Ｃは、鋼の強度を増加させ、鉄鋼構造物に必要な強度を付与するのに有用な元素である。「鉄鋼構造物に必要な強度」とは、用途によって異なるが、本明細書では、調質高張力厚鋼板の引張強度（ＴＳ）が５５０ＭＰａ以上であることを意味する。このような効果を得るためには、Ｃの含有量を０．０４％以上とする必要がある。好ましくは、０．１０％以上である。一方、Ｃの含有量が０．３０％を超えると、鋼の溶接性と靭性が顕著に低下する。このため、Ｃの含有量は０．３０％以下とする。好ましくは、０．２０％以下である。
Ｃは、鋼の強度を増加させ、鉄鋼構造物に必要な強度を付与するのに有用な元素である。「鉄鋼構造物に必要な強度」とは、用途によって異なるが、本明細書では、調質高張力厚鋼板の引張強度（ＴＳ）が５５０ＭＰａ以上であることを意味する。このような効果を得るためには、Ｃの含有量を０．０４％以上とする必要がある。好ましくは、０．１０％以上である。一方、Ｃの含有量が０．３０％を超えると、鋼の溶接性と靭性が顕著に低下する。このため、Ｃの含有量は０．３０％以下とする。好ましくは、０．２０％以下である。
Ｓｉ：０．５０％以下
Ｓｉは、脱酸剤として作用するとともに、鋼中に固溶し鋼の強度を増加させる。これらの効果を得るためには、Ｓｉの含有量は０．０１％以上であることが好ましい。より好ましくは０．１０％以上である。一方、Ｓｉの含有量が０．５０％を超えると、鋼の靱性が低下する。このため、Ｓｉの含有量は０．５０％以下の範囲に限定した。好ましくは０．４０％以下である。
Ｓｉは、脱酸剤として作用するとともに、鋼中に固溶し鋼の強度を増加させる。これらの効果を得るためには、Ｓｉの含有量は０．０１％以上であることが好ましい。より好ましくは０．１０％以上である。一方、Ｓｉの含有量が０．５０％を超えると、鋼の靱性が低下する。このため、Ｓｉの含有量は０．５０％以下の範囲に限定した。好ましくは０．４０％以下である。
Ｍｎ：２．０％以下
Ｍｎは、固溶して鋼の強度を増加させる元素である。また、鋼中のＳと化合してＭｎＳを形成しＳによる靭性低下を防止する。これらの効果を得るためにはＭｎの含有量を０．４％以上にすることが好ましい。より好ましくは１．０％以上である。一方、Ｍｎの含有量が２．０％を超えると、溶接後の母材の靱性および溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靱性が著しく低下する。このため、Ｍｎの含有量は２．０％以下に限定した。好ましくは１．８％以下である。
Ｍｎは、固溶して鋼の強度を増加させる元素である。また、鋼中のＳと化合してＭｎＳを形成しＳによる靭性低下を防止する。これらの効果を得るためにはＭｎの含有量を０．４％以上にすることが好ましい。より好ましくは１．０％以上である。一方、Ｍｎの含有量が２．０％を超えると、溶接後の母材の靱性および溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靱性が著しく低下する。このため、Ｍｎの含有量は２．０％以下に限定した。好ましくは１．８％以下である。
Ｐ：０．０２０％以下
Ｐは靱性、特に溶接部の靱性を低下させる元素であり、本発明ではＰ含有量をできるだけ低減することが望ましく、Ｐを含まなくてもよいものの、Ｐの含有量の過度の低減は、精錬コストを高騰させ経済的に不利となる。このため、厚鋼板の製造コストを抑える観点からＰの含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｐの含有量が０．０２０％を超えると、上記した悪影響が顕著となるため、Ｐの含有量は０．０２０％以下に限定した。好ましくは０．０１６％以下である。
Ｐは靱性、特に溶接部の靱性を低下させる元素であり、本発明ではＰ含有量をできるだけ低減することが望ましく、Ｐを含まなくてもよいものの、Ｐの含有量の過度の低減は、精錬コストを高騰させ経済的に不利となる。このため、厚鋼板の製造コストを抑える観点からＰの含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｐの含有量が０．０２０％を超えると、上記した悪影響が顕著となるため、Ｐの含有量は０．０２０％以下に限定した。好ましくは０．０１６％以下である。
Ｓ：０．００６％以下
Ｓは、鋼中ではＭｎＳ等の硫化物系介在物として存在し、オーステナイト（γ）からフェライト（α）への変態の核となり、溶接部の靭性を向上させる作用を有する。このような効果を得るためには、Ｓの含有量を０．００１０％以上とすることが好ましい。一方、Ｓの含有量が０．００６％を超えると、鋼の中央偏析部などに多量のＭｎＳが生成し、靭性は低下する。また、０．００６％を超えるＳの含有は、鋳片等における欠陥を発生させやすくする。そこで、Ｓの含有量は０．００６％以下とする。このため、Ｓの含有量は０．００１０〜０．００６％の範囲にすることが好ましい。なお、より好ましくは０．００１０〜０．００２５％である。
Ｓは、鋼中ではＭｎＳ等の硫化物系介在物として存在し、オーステナイト（γ）からフェライト（α）への変態の核となり、溶接部の靭性を向上させる作用を有する。このような効果を得るためには、Ｓの含有量を０．００１０％以上とすることが好ましい。一方、Ｓの含有量が０．００６％を超えると、鋼の中央偏析部などに多量のＭｎＳが生成し、靭性は低下する。また、０．００６％を超えるＳの含有は、鋳片等における欠陥を発生させやすくする。そこで、Ｓの含有量は０．００６％以下とする。このため、Ｓの含有量は０．００１０〜０．００６％の範囲にすることが好ましい。なお、より好ましくは０．００１０〜０．００２５％である。
Ａｌ：０．０５％以下
Ａｌは、脱酸剤として作用する元素である。高張力鋼の溶鋼脱酸プロセスにおいては、脱酸剤として、Ａｌが最も汎用的に使われる。このような効果を得るためには、Ａｌの含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。また、Ａｌの含有量が０．０５％を超えると、溶接後のＨＡＺ靱性が低下するとともに、溶接時に溶接金属にＡｌが混入して溶接金属の靱性も低下する。このため、Ａｌの含有量は０．０５％以下に限定した。好ましくは０．０４％以下である。
Ａｌは、脱酸剤として作用する元素である。高張力鋼の溶鋼脱酸プロセスにおいては、脱酸剤として、Ａｌが最も汎用的に使われる。このような効果を得るためには、Ａｌの含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。また、Ａｌの含有量が０．０５％を超えると、溶接後のＨＡＺ靱性が低下するとともに、溶接時に溶接金属にＡｌが混入して溶接金属の靱性も低下する。このため、Ａｌの含有量は０．０５％以下に限定した。好ましくは０．０４％以下である。
Ｎ：０．００６０％以下
Ｎは、鋼中に固溶している場合には、冷間加工後に歪時効を起こし靭性を劣化させる。このため、Ｔｉなどの窒化物形成元素を添加して窒化物として固定することにより、固溶窒素は可能な限り低減することが好ましい。ＴｉＮなどの窒化物は、粒界をピンニングして結晶粒の粗大化を防止し、あるいは、フェライト変態核として作用し、ＨＡＺ靭性の向上に寄与する。このため、Ｎは０．００１０％以上とすることが好ましい。一方、Ｎの含有量が０．００６０％を超えると、Ｔｉなどの窒化物形成元素により窒化物として固定しても、窒化物が粗大になり、靭性の劣化が著しくなる。このため、Ｎの含有量は０．００６０％以下に限定した。好ましくは０．００５０％以下である。
Ｎは、鋼中に固溶している場合には、冷間加工後に歪時効を起こし靭性を劣化させる。このため、Ｔｉなどの窒化物形成元素を添加して窒化物として固定することにより、固溶窒素は可能な限り低減することが好ましい。ＴｉＮなどの窒化物は、粒界をピンニングして結晶粒の粗大化を防止し、あるいは、フェライト変態核として作用し、ＨＡＺ靭性の向上に寄与する。このため、Ｎは０．００１０％以上とすることが好ましい。一方、Ｎの含有量が０．００６０％を超えると、Ｔｉなどの窒化物形成元素により窒化物として固定しても、窒化物が粗大になり、靭性の劣化が著しくなる。このため、Ｎの含有量は０．００６０％以下に限定した。好ましくは０．００５０％以下である。
Ｔｉ：０．００５〜０．３０％
Ｔｉは、Ｎとの親和力が強い元素であり、凝固時にＴｉＮとして析出し、鋼中の固溶Ｎを減少させ、冷間加工後のＮの歪時効による靭性劣化を低減する作用を有する。また、Ｔｉは、ＨＡＺの組織改善を介して、ＨＡＺ靭性の向上にも寄与する。このような効果を得るためには、Ｔｉの含有量を０．００５％以上とする。一方、Ｔｉの含有量が０．３０％を超えると、ＴｉＮ粒子が粗大化し、上記した効果が期待できなくなる。このため、Ｔｉの含有量は０．００５〜０．３０％の範囲に限定した。
Ｔｉは、Ｎとの親和力が強い元素であり、凝固時にＴｉＮとして析出し、鋼中の固溶Ｎを減少させ、冷間加工後のＮの歪時効による靭性劣化を低減する作用を有する。また、Ｔｉは、ＨＡＺの組織改善を介して、ＨＡＺ靭性の向上にも寄与する。このような効果を得るためには、Ｔｉの含有量を０．００５％以上とする。一方、Ｔｉの含有量が０．３０％を超えると、ＴｉＮ粒子が粗大化し、上記した効果が期待できなくなる。このため、Ｔｉの含有量は０．００５〜０．３０％の範囲に限定した。
上記した成分が基本の成分であるが、これら基本成分に加えて、必要に応じて、選択元素として、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、ＲＥＭ：０．００１０〜０．００５０％、Ｍｇ：０．００１０〜０．００５０％のうちから選ばれた１種または２種を含有できる。
Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭはいずれも、硫化物の形態制御を介して、鋼の延性向上、溶接後の母材の靭性向上に寄与する。また、これらの元素を含み、微細な硫化物粒子が鋼中に分散した場合、分散した硫化物粒子がフェライト変態核として作用することによってＨＡＺ靱性が向上する。これらの効果を得るためには、Ｃａであればその含有量が０．０００５％以上であることが好ましく、ＲＥＭであればその含有量が０．００１０％以上であることが好ましく、Ｍｇであればその含有量が０．００１０％以上であることが好ましい。また、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭのそれぞれの含有量が０．００５０％を超えると、過剰な介在物が生成し、靱性が低下する。したがって、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの含有量は上記範囲にあることが好ましい。
なお、上記した成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。なお、不可避的不純物としては、例えば、Ｏ：０．００５％以下が許容できる。
鋼組織
次いで、本発明の調質高張力鋼板の鋼組織について説明する。本発明の調質高張力厚鋼板においては、板厚方向に厚鋼板表面からｔ１ｍｍ（ｔ１＝（厚鋼板板厚ｔ）×０．１）までの領域である厚鋼板表層部と、板厚中央位置から板厚方向に±２ｍｍの領域である厚鋼板中央部が、以下の特徴を有する。
次いで、本発明の調質高張力鋼板の鋼組織について説明する。本発明の調質高張力厚鋼板においては、板厚方向に厚鋼板表面からｔ１ｍｍ（ｔ１＝（厚鋼板板厚ｔ）×０．１）までの領域である厚鋼板表層部と、板厚中央位置から板厚方向に±２ｍｍの領域である厚鋼板中央部が、以下の特徴を有する。
なお、厚鋼板表層部と厚鋼板中央部との間の領域がある場合、当該領域の鋼組織は、厚鋼板表層部と同様の鋼組織、厚鋼板中央部と同様の鋼組織、これら以外の鋼組織のいずれでもよい。「これら以外の鋼組織」とは、例えば、平均フェライト粒径が、厚鋼板中央部の平均フェライト粒径の２．００倍未満の鋼組織である場合が例示できる。
本発明の調質高張力厚鋼板において、厚鋼板表層部の平均フェライト粒径が３０μｍ以上であり、厚鋼板中央部の平均フェライト粒径が１５μｍ以下である。厚鋼板表層部の平均フェライト粒径が３０μｍ未満になると、表層軟化の効果が小さく十分な曲げ加工性が得られない。また、厚鋼板中央部の平均フェライト粒径が１５μｍを超えると、細粒化強化が少なく鋼板全体の強度が低下してしまう。さらに、厚鋼板表層部の平均フェライト粒径は、厚鋼板中央部の平均フェライト粒径の２．００〜５．００倍である。厚鋼板表層部の平均フェライト粒径が厚鋼板中央部の平均フェライト粒径の２．００倍未満になると、厚鋼板表層部と厚鋼板中央部との強度差が小さく、十分な曲げ加工性と鋼板全体の強度を両立できない。また、５．００倍を超えると、表層が軟化し過ぎてしまい、鋼板全体の強度が低下してしまう。なお、組織中にフェライトが含まれない場合には、フェライト粒径が便宜的に０であるとして、厚鋼板中央部の平均フェライト粒径と厚鋼板表層部の平均フェライト粒径の比を求めるものとする。
また、本発明の効果をより高いものとするためには、厚鋼板表層部の平均フェライト粒径は４０〜７０μｍであることが好ましく、厚鋼板中央部の平均フェライト粒径は３〜１５μｍであることが好ましい。
本発明の厚鋼板表層部にはフェライト相が含まれる。厚鋼板表層部におけるフェライト相の含有量は面積率で４０〜９０％であることが好ましい。より好ましくは５０〜８０％である。また、鋼板の引張強度を５５０ＭＰａ以上とするため、厚鋼板表層部にはフェライト相以外に、パーライト、ベイナイト相を含むことが好ましい。パーライト、ベイナイト相はフェライト相よりも硬質であり、引張強度の向上に寄与する。パーライト、ベイナイト相の含有量（面積率）は合計で１０〜６０％であることが好ましく、より好ましくは２０〜５０％である。
また、本発明の厚鋼板中央部にはフェライト相が含まれる。厚鋼板中央部におけるフェライト相の含有量は面積率で４０〜９０％であることが好ましい。より好ましくは５０〜８０％である。また、鋼板の引張強度を５５０ＭＰａ以上とするため、厚鋼板中央部にはフェライト相以外に、パーライト、ベイナイト相を含むことが好ましい。パーライト、ベイナイト相の含有量（面積率）は合計で１０〜６０％であることが好ましく、より好ましくは２０〜５０％である。
調質高張力厚鋼板の製造方法
次いで、本発明の調質高張力厚鋼板の製造方法について説明する。本発明の調質高張力厚鋼板は以下の方法で製造されることが好ましい。
次いで、本発明の調質高張力厚鋼板の製造方法について説明する。本発明の調質高張力厚鋼板は以下の方法で製造されることが好ましい。
好ましい製造方法は、上記成分組成を有する鋼スラブを加熱し、熱間圧延を施す熱延工程と、熱延工程後の厚鋼板に焼きならし処理を施す焼ならし工程と、を備える。
一般的に、焼ならしとは、Ａｃ３以上の温度に加熱してフェライト相からオーステナイト相に変態させ、その後、空冷して、再度、オーステナイト相からフェライト相に変態させることにより、組織の微細化、均一化をはかるための熱処理である。
熱間圧延工程は、上記鋼スラブを１０００〜１２５０℃の温度に加熱し、圧延仕上温度を８００℃以上とする熱間圧延を施す工程である。
上記鋼スラブの加熱温度が１０００℃未満では得られる調質高張力厚鋼板の強度が低下する場合があり、一方、１２５０℃を超えると、組織が粗大化して、調質高張力厚鋼板の靱性が低下したり、その後の熱間圧延、焼きならし工程を経ても、所望のフェライト粒径が得られなくなったりする場合がある。このため、鋼スラブの加熱温度は１０００℃〜１２５０℃の範囲とすることが好ましい。なお、より好ましくは１０８０℃〜１１５０℃である。
また、熱間圧延における圧延仕上温度が８００℃未満であると、圧延能率が低下する。よって、圧延仕上温度は８００℃以上とする。
焼ならし工程とは、上記熱延工程で得られた厚鋼板に焼ならし処理を施す工程である。本発明の焼ならし工程は、熱延工程後、厚鋼板をフェライト変態が完了する４００℃程度以下まで一旦、冷却し、その後、加熱炉で加熱し、その後、厚鋼板を加熱炉から取り出し空冷する方法で行われることが好ましく、以下この方法について説明する。なお、加熱炉とは、通常の熱処理のための炉であり、本発明の調質高張力厚鋼板を製造するために必要な新たな設備ではない。このように、既存設備を利用できる点が本発明の特徴の一つである。
本発明の調質高張力厚鋼板の製造においては、上記焼きならし工程で、厚鋼板を加熱炉から取り出すタイミングが重要である。具体的には、厚鋼板を加熱炉から取り出すときの、加熱条件から伝熱計算で算出した厚鋼板表面温度（Ｔｓ）、板厚方向の厚鋼板中心温度（Ｔｃ）が、下記（式１）〜（式４）を満たす。
Ａｃ３＋３０≦Ｔｓ（℃）≦Ａｃ３＋１２０ （式１）
Ｖｓ（℃／ｍｉｎ）≧−０．００３６×ｔ＋０．５４ （式２）
Ａｃ３≦Ｔｃ（℃）≦Ａｃ３＋２０ （式３）
Ｔｓ−Ｔｃ≧３０（℃） （式４）
ただし、Ａｃ３＝９３７−４７６．５Ｃ＋５６Ｓｉ−１９．７Ｍｎ＋１３６．３Ｔｉ＋１９８．４Ａｌであり（元素記号は、各元素の含有量（質量％）を意味する。）、
Ｖｓは、厚鋼板表面温度（Ｔｓ）の５分前の、加熱条件から伝熱計算で算出した厚鋼板表面温度をＴｓ−５としたときに、Ｖｓ＝（Ｔｓ−Ｔｓ−５）／５で表され、
ｔは、前記焼きならし処理を施される厚鋼板の厚みである。
Ａｃ３＋３０≦Ｔｓ（℃）≦Ａｃ３＋１２０ （式１）
Ｖｓ（℃／ｍｉｎ）≧−０．００３６×ｔ＋０．５４ （式２）
Ａｃ３≦Ｔｃ（℃）≦Ａｃ３＋２０ （式３）
Ｔｓ−Ｔｃ≧３０（℃） （式４）
ただし、Ａｃ３＝９３７−４７６．５Ｃ＋５６Ｓｉ−１９．７Ｍｎ＋１３６．３Ｔｉ＋１９８．４Ａｌであり（元素記号は、各元素の含有量（質量％）を意味する。）、
Ｖｓは、厚鋼板表面温度（Ｔｓ）の５分前の、加熱条件から伝熱計算で算出した厚鋼板表面温度をＴｓ−５としたときに、Ｖｓ＝（Ｔｓ−Ｔｓ−５）／５で表され、
ｔは、前記焼きならし処理を施される厚鋼板の厚みである。
式１において、加熱条件から伝熱計算で算出した厚鋼板表面温度ＴｓをＡｃ３＋３０℃以上とするのは以下の理由による。厚鋼板表面温度ＴｓがＡｃ３＋３０℃未満では、厚鋼板表層部におけるオーステナイト結晶粒が成長しない。その結果、焼きならし後の冷却においてオーステナイトから変態して生ずるフェライト結晶粒も小さく、厚鋼板表面の平均フェライト粒径を３０μｍ以上とすることができない。このため、厚鋼板表面温度ＴｓをＡｃ３＋３０℃以上とする。好ましくはＡｃ３＋４０℃以上である。
また、式１においてＴｓがＡｃ３＋１２０（℃）を超えると、粗大なオーステナイトが形成されるため、オーステナイトから変態して生ずるフェライトが粗大になり、厚鋼板表層部における平均フェライト粒径が厚鋼板中央部の平均フェライト粒径の５．００倍を超えてしまい、鋼板強度が低下する。そこで、ＴｓはＡｃ３＋１２０（℃）以下とした。
式３について、加熱条件から伝熱計算で算出した、板厚方向の厚鋼板中心温度Ｔｃ（℃）が、Ａｃ３以上Ａｃ３＋２０（℃）以下であれば、鋼板内部のフェライトをより細粒にして、調質高張力厚鋼板に十分な強度を持たせることができる。Ａｃ３以上に加熱することでフェライトを一旦、オーステナイトに変態させ、その後の冷却において再度、フェライトに変態させることで、微細なフェライト粒からなる組織とすることができる。一方、板厚方向の厚鋼板中心温度Ｔｃ（℃）が、Ａｃ３＋２０（℃）を超えると、オーステナイト粒が成長するため、その後の冷却において、オーステナイトから、再度フェライトに変態させても、フェライト結晶粒は大きくなり、所望の組織が得られなくなる。フェライトをより細粒にする観点からは厚鋼板中心温度Ｔｃ（℃）は、Ａｃ３以上であれば、低いほど好ましいが、Ａｃ３未満になると、焼きならしによる結晶粒の調整ができなくなるため、Ａｃ３＋１０（℃）を目標として温度制御することが好ましい。
式４に示すように、厚鋼板表面温度と厚鋼板中心温度の温度差は３０℃以上とする。厚鋼板表層と厚鋼板中央の温度差が３０℃未満であると、鋼板表層と厚鋼板中央のフェライト結晶粒径の差が小さく、鋼板表層の平均フェライト粒径を、厚鋼板中央部の平均フェライト粒径の２．００倍以上とすることができない。このため、厚鋼板表面温度と厚鋼板中心温度の温度差は３０℃以上とする。
式２について、Ｖｓ（℃／ｍｉｎ）を−０．００３６×ｔ＋０．５４以上とするのは以下の理由による。通常の焼きならしは、厚鋼板全体が加熱炉の温度に達してから、厚鋼板を加熱炉内で５分程度保持して取り出す。このため、通常の焼ならしでは、Ｔｓに達する５分前の温度をＴｓ−５℃とすると、（Ｔｓ−Ｔｓ−５）／５は０となる。しかし、本工程では、加熱炉から厚鋼板を取り出すときに、厚鋼板表層と厚鋼板内部に温度差を持たせる必要があるため、昇温途中で加熱炉から厚鋼板を取り出す。厚鋼板中心温度、厚鋼板表面温度が前記、式１、式３、式４を満足するように、昇温途中で厚鋼板を加熱炉から取り出すタイミングを、加熱炉の温度がＡｃ３＋３０〜Ａｃ３＋２００℃、厚鋼板の板厚ｔが１５ｍｍ〜６０ｍｍの条件で、伝熱計算により検討したところ、Ｖｓ（℃／ｍｉｎ）を−０．００３６×ｔ＋０．５４以上にすれば、厚鋼板表層と厚鋼板内部の温度差が、３０℃以上となることが確認された。
上記のようなタイミングで厚鋼板を加熱炉から取り出すことで、本発明の調質高張力厚鋼板が得られる。
なお、加熱炉から取り出した後は、空冷により厚鋼板を冷却する。このとき、厚鋼板の冷却速度を鋼厚鋼板中心温度で０．３℃／ｓ以上１．０℃／ｓ以下とすることが好ましい。冷却速度は８００℃から５００℃までの平均冷却速度である。この冷却速度で冷却することにより、フェライト相に加えて、パーライトとベイナイト相の含有量（面積率）が合計で１０〜６０％である組織を得ることができる。
表１に示す成分組成を有する鋼スラブ（厚み２５０ｍｍ）を、加熱し、その後、熱間圧延した。熱間圧延により得られた厚鋼板を、一旦、３００℃以下まで冷却し、その後、加熱して焼ならし処理をした。具体的な製造条件は表２に示した。
なお、表２に示す条件のうち「鋼板取出時表面温度」は、厚鋼板を加熱炉から取り出すときの、加熱条件から伝熱計算で算出した厚鋼板表面温度（Ｔｓ）である。また、「鋼板取出時中心温度」は、厚鋼板を加熱炉から取り出すときの、加熱条件から伝熱計算で算出した、板厚方向の厚鋼板中心温度である。
以上のように製造した厚鋼板について以下の評価を行った。
［組織観察］
鋼板の組織は、圧延方向に垂直な断面のサンプルを採取し、断面を鏡面まで研磨後、硝酸メタノール溶液で腐食し、鋼板表面から板厚方向にｔ１ｍｍ（ｔ１＝（厚鋼板板厚ｔ）×０．１）まで、および板厚中央部から板厚方向に±２ｍｍの範囲を光学顕微鏡により４００倍で当該範囲を、画面が連続した複数枚で写真撮影し、写真より当該範囲の相を同定し、各相の面積分率を決定した。主な相の含有量を表３に示した。また、上記で撮影した写真より、フェライト粒数ｎ個、フェライトの面積Ａ（ｍｍ２）を求め、厚鋼板表層部、厚鋼板中央部のフェライト相の平均フェライト粒径Ｄ（ｍｍ）を、下記式５により導出した。測定結果を表３に示した。
Ｄ=１／（ｎ／Ａ）−１/２ （式５）
［引張り特性］
圧延方向に対して９０°方向（Ｃ方向）にＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の規定に準拠してクロスヘッド速度１０ｍｍ／ｍｉｎで引張試験をおこない、降伏応力（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）を測定した。測定結果を表３に示した。引張強度（ＴＳ）が５５０ＭＰａ以上を良好と評価できる。
［曲げ加工性］
ＪＩＳ Ｚ２２４８（２００６年）に基づき、鋼材サンプル（幅１００ｍｍ×長さ３００ｍｍ×鋼板の元厚のまま；ｔｍｍ）を用いて、曲げ半径Ｒ＝板厚（ｔ）の条件で押曲げ法による１８０度曲げ試験を行った。曲げ試験後のサンプルに裂け傷やその他の欠陥が無ければ、曲げ加工性が良好であるとした。
［母材靭性］
各鋼板の板厚１／２位置の圧延方向と垂直な方向から、ＪＩＳ Ｚ ２２０２（１９９８年）の規定に準拠してＶノッチ試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２（１９９８年）の規定に準拠して各鋼板について各温度３本のシャルピー衝撃試験を実施し、試験温度０℃での吸収エネルギーを求め、母材靭性を評価した。試験温度−４０℃での吸収エネルギー（ｖＥ−４０と言う場合がある）の３本の平均値が２００Ｊ以上を母材靭性に優れるものとした。
鋼板の組織は、圧延方向に垂直な断面のサンプルを採取し、断面を鏡面まで研磨後、硝酸メタノール溶液で腐食し、鋼板表面から板厚方向にｔ１ｍｍ（ｔ１＝（厚鋼板板厚ｔ）×０．１）まで、および板厚中央部から板厚方向に±２ｍｍの範囲を光学顕微鏡により４００倍で当該範囲を、画面が連続した複数枚で写真撮影し、写真より当該範囲の相を同定し、各相の面積分率を決定した。主な相の含有量を表３に示した。また、上記で撮影した写真より、フェライト粒数ｎ個、フェライトの面積Ａ（ｍｍ２）を求め、厚鋼板表層部、厚鋼板中央部のフェライト相の平均フェライト粒径Ｄ（ｍｍ）を、下記式５により導出した。測定結果を表３に示した。
Ｄ=１／（ｎ／Ａ）−１/２ （式５）
［引張り特性］
圧延方向に対して９０°方向（Ｃ方向）にＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の規定に準拠してクロスヘッド速度１０ｍｍ／ｍｉｎで引張試験をおこない、降伏応力（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）を測定した。測定結果を表３に示した。引張強度（ＴＳ）が５５０ＭＰａ以上を良好と評価できる。
［曲げ加工性］
ＪＩＳ Ｚ２２４８（２００６年）に基づき、鋼材サンプル（幅１００ｍｍ×長さ３００ｍｍ×鋼板の元厚のまま；ｔｍｍ）を用いて、曲げ半径Ｒ＝板厚（ｔ）の条件で押曲げ法による１８０度曲げ試験を行った。曲げ試験後のサンプルに裂け傷やその他の欠陥が無ければ、曲げ加工性が良好であるとした。
［母材靭性］
各鋼板の板厚１／２位置の圧延方向と垂直な方向から、ＪＩＳ Ｚ ２２０２（１９９８年）の規定に準拠してＶノッチ試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２（１９９８年）の規定に準拠して各鋼板について各温度３本のシャルピー衝撃試験を実施し、試験温度０℃での吸収エネルギーを求め、母材靭性を評価した。試験温度−４０℃での吸収エネルギー（ｖＥ−４０と言う場合がある）の３本の平均値が２００Ｊ以上を母材靭性に優れるものとした。
表４に示す通り、本発明の調質高張力厚鋼板は、十分な引張特性、加工性、母材靭性を有する。
Claims (3)
- 質量％で、
Ｃ：０．０４〜０．３０％
Ｓｉ：０．２８〜０．５０％
Ｍｎ：２．０％以下
Ｐ：０．０２０％以下
Ｓ：０．００６％以下
Ａｌ：０．０５％以下
Ｎ：０．００６０％以下
Ｔｉ：０．００５〜０．３０％を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
板厚方向に厚鋼板表面からｔ１ｍｍ（ｔ１＝（厚鋼板板厚ｔ）×０．１）までの領域である厚鋼板表層部の平均フェライト粒径が３０μｍ以上であり、板厚中央位置から板厚方向に±２ｍｍの領域である厚鋼板中央部の平均フェライト粒径が１５μｍ以下であり、さらに、前記厚鋼板表層部の平均フェライト粒径が前記厚鋼板中央部の平均フェライト粒径の２．００〜５．００倍であることを特徴とする、調質高張力厚鋼板。 - さらに質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、ＲＥＭ：０．００１０〜０．００５０％、Ｍｇ：０．００１０〜０．００５０％のうちから選ばれた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、調質高張力厚鋼板。
- 請求項１又は２に記載の成分組成を有する鋼スラブを、１０００〜１２５０℃の温度に加熱し、圧延仕上温度を８００℃以上とする熱間圧延を施す熱延工程と、
前記熱延工程後の厚鋼板に、該厚鋼板をフェライト変態が完了するまで冷却し、その後、加熱炉で加熱して焼きならし処理を行う焼ならし工程と、を備え、
前記焼きならし工程では、厚鋼板を加熱炉から取り出すときの、加熱条件から伝熱計算で算出した厚鋼板表面温度（Ｔｓ）、板厚方向の厚鋼板中心温度（Ｔｃ）が、下記（式１）〜（式４）を満たすことを特徴とする、板厚方向に厚鋼板表面からｔ１ｍｍ（ｔ１＝（厚鋼板板厚ｔ）×０．１）までの領域である厚鋼板表層部の平均フェライト粒径が３０μｍ以上であり、板厚中央位置から板厚方向に±２ｍｍの領域である厚鋼板中央部の平均フェライト粒径が１５μｍ以下であり、さらに、前記厚鋼板表層部の平均フェライト粒径が前記厚鋼板中央部の平均フェライト粒径の２．００〜５．００倍である調質高張力厚鋼板の製造方法。
Ａｃ３＋３０≦Ｔｓ（℃）≦Ａｃ３＋１２０ （式１）
Ｖｓ（℃／ｍｉｎ）≧−０．００３６×ｔ＋０．５４ （式２）
Ａｃ３≦Ｔｃ（℃）≦Ａｃ３＋２０ （式３）
Ｔｓ−Ｔｃ≧３０（℃） （式４）
ただし、Ａｃ３＝９３７−４７６．５Ｃ＋５６Ｓｉ−１９．７Ｍｎ＋１３６．３Ｔｉ＋１９８．４Ａｌであり（元素記号は、各元素の含有量（質量％）を意味する。）、
Ｖｓは、厚鋼板の表面温度が前記Ｔｓになる５分前の、加熱条件から伝熱計算で算出した厚鋼板表面温度をＴｓ−５としたときに、Ｖｓ＝（Ｔｓ−Ｔｓ−５）／５で表され、
ｔは、前記焼きならし処理を施される厚鋼板の厚みである。
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