JP6829765B2 - 低降伏比型超高強度鋼材及びその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、低降伏比型超高強度鋼材及びその製造方法に係り、より詳しくは、低い降伏比及び高い引張強度を有して建設用鋼材として好適に用いることができる低降伏比型超高強度鋼材及びその製造方法に関する。
近年、国内外のビルや橋梁など構造物の超高層化、長スパン化が進むにつれて、極厚、高強度鋼材の開発が求められている。高強度鋼を用いると、高い許容応力を有するため、建築及び橋梁の構造を合理化、軽量化することができ、経済的な建設が可能であるのみならず、板厚を薄くすることができるため、切断や穿孔などの機械加工と溶接作業が容易となる。
一方、鋼材の強度を高くすると、引張強度と降伏強度との比である降伏比（降伏強度／引張強度）が上昇する場合が多いが、降伏比が上昇すると、塑性変形が起こる時点（降伏点）から破壊が起こる時点までの応力差が大きくないため、建築物が変形によるエネルギーを吸収して破壊を防止する余裕があまりなく、地震などのような巨大な外力が作用したときに安全性を保証するのが困難となる問題がある。したがって、構造用鋼材は、高強度及び低降伏比をともに満たさなければならない。
一般に鋼材の降伏比は、鋼材の金属組織においてフェライト（ｆｅｒｒｉｔｅ）のような軟質相（ｓｏｆｔ ｐｈａｓｅ）を主組織とし、ベイナイト（ｂａｉｎｉｔｅ）やマルテンサイト（ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ）などの硬質相（ｈａｒｄ ｐｈａｓｅ）が適度に分散した組織を実現することにより低くできることが知られている。
上述の軟質相ベースの微細組織に硬質相が適度に分散した組織を得るために、特許文献１には、フェライトとオーステナイト（ａｕｓｔｅｎｉｔｅ）の二相領域（ｄｕａｌ ｐｈａｓｅ ｒｅｇｉｏｎ）で適切な焼入れ（ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ）と焼戻し（ｔｅｍｐｅｒｉｎｇ）によって降伏比を低くする方法が開示されている。しかし、前記方法は、圧延製造工程以外に熱処理工程数が追加されるため、生産性の低下はもちろん製造コストの増加も不可避であるという問題がある。
したがって、生産性の低下と製造コストの上昇などの問題をすべて解決し、且つ超高強度及び低降伏比を確保することができる低降伏比型超高強度鋼材及びその製造方法の開発が求められているのが実情である。
本発明の一側面は、低降伏比型超高強度鋼材及びその製造方法を提供することにある。より詳細には、生産性の低下と製造コストの上昇なしに、超高強度及び低降伏比を確保することができる低降伏比型超高強度鋼材及びその製造方法を提供することにある。
一方、本発明の課題は、上述の内容に限定されない。本発明の課題は、本明細書の内容全般から理解することができるものであり、本発明が属する技術分野における通常の知識を有する者であれば、本発明の付加的な課題を理解するのに何ら困難がない。
本発明の一側面は、炭素（Ｃ）：０．０５〜０．０９質量％、シリコン（Ｓｉ）：０．１〜０．４質量％、マンガン（Ｍｎ）：１．８〜２．５質量％、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１〜０．０６質量％、ニッケル（Ｎｉ）：０．１〜０．５質量％、銅（Ｃｕ）：０．１〜０．５質量％、チタン（Ｔｉ）：０．０１〜０．０５質量％、ニオブ（Ｎｂ）：０．０１〜０．０７質量％、クロム（Ｃｒ）：０．１〜０．５質量％、モリブデン（Ｍｏ）：０．１〜０．６質量％、バナジウム（Ｖ）：０．０１〜０．０５質量％、リン（Ｐ）：０．０１質量％以下（０質量％は除く）、硫黄（Ｓ）：０．０１質量％以下（０質量％は除く）、ボロン（Ｂ）：５〜３０質量ｐｐｍ、窒素（Ｎ）：２０〜６０質量ｐｐｍ、カルシウム（Ｃａ）：５０質量ｐｐｍ以下（０質量ｐｐｍは除く）、コバルト（Ｃｏ）：１０〜５００質量ｐｐｍ、を含み、残りが鉄（Ｆｅ）及びその他の不可避不純物からなる低降伏比型超高強度鋼材に関するものである。
また、本発明は、炭素（Ｃ）：０．０５〜０．０９質量％、シリコン（Ｓｉ）：０．１〜０．４質量％、マンガン（Ｍｎ）：１．８〜２．５質量％、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１〜０．０６質量％、ニッケル（Ｎｉ）：０．１〜０．５質量％、銅（Ｃｕ）：０．１〜０．５質量％、チタン（Ｔｉ）：０．０１〜０．０５質量％、ニオブ（Ｎｂ）：０．０１〜０．０７質量％、クロム（Ｃｒ）：０．１〜０．５質量％、モリブデン（Ｍｏ）：０．１〜０．６質量％、バナジウム（Ｖ）：０．０１〜０．０５質量％、リン（Ｐ）：０．０１質量％以下（０質量％は除く）、硫黄（Ｓ）：０．０１質量％以下（０質量％は除く）、ボロン（Ｂ）：５〜３０質量ｐｐｍ、窒素（Ｎ）：２０〜６０質量ｐｐｍ、カルシウム（Ｃａ）：５０質量ｐｐｍ以下（０質量ｐｐｍはを除く）、コバルト（Ｃｏ）：１０〜５００質量ｐｐｍを含み、残りが鉄（Ｆｅ）及びその他の不可避不純物からなるスラブを１０５０〜１２００℃の温度で加熱する段階と、
前記加熱されたスラブを粗圧延してバー（Ｂａｒ）を得る段階と、
前記バー（Ｂａｒ）を７００〜９５０℃の仕上げ圧延温度で熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、
前記熱延鋼板を１０〜３０℃／ｓの冷却速度でＡｒ３以下まで冷却する一次冷却段階と、
前記一次冷却された熱延鋼板を３０〜７０℃／ｓの冷却速度でＢｓ以下まで冷却する二次冷却段階と、を含む低降伏比型超高強度鋼材の製造方法に関するものである。
前記加熱されたスラブを粗圧延してバー（Ｂａｒ）を得る段階と、
前記バー（Ｂａｒ）を７００〜９５０℃の仕上げ圧延温度で熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、
前記熱延鋼板を１０〜３０℃／ｓの冷却速度でＡｒ３以下まで冷却する一次冷却段階と、
前記一次冷却された熱延鋼板を３０〜７０℃／ｓの冷却速度でＢｓ以下まで冷却する二次冷却段階と、を含む低降伏比型超高強度鋼材の製造方法に関するものである。
なお、上述の課題の解決手段は、本発明の特徴をすべて列挙したものではない。本発明の様々な特徴とそれに伴う利点と効果は、以下の具体的な実施形態を参照して、より詳細に理解することができる。
本発明によると、生産性の低下と製造コストの上昇なしに、超高強度及び低降伏比を確保することができる低降伏比型超高強度鋼材及びその製造方法を提供することができる効果がある。
以下、本発明の好ましい実施形態について説明する。しかし、本発明の実施形態は、様々な他の形態に変形されることができ、本発明の範囲が以下に説明する実施形態に限定されるものではない。また、本発明の実施形態は、当該技術分野における平均的な知識を有する者に本発明をさらに完全に説明するために提供されるものである。
以下、本発明による低降伏比型超高強度鋼材について詳細に説明する。
本発明による低降伏比型超高強度鋼材は、炭素（Ｃ）：０．０５〜０．０９質量％、シリコン（Ｓｉ）：０．１〜０．４質量％、マンガン（Ｍｎ）：１．８〜２．５質量％、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１〜０．０６質量％、ニッケル（Ｎｉ）：０．１〜０．５質量％、銅（Ｃｕ）：０．１〜０．５質量％、チタン（Ｔｉ）：０．０１〜０．０５質量％、ニオブ（Ｎｂ）：０．０１〜０．０７質量％、クロム（Ｃｒ）：０．１〜０．５質量％、モリブデン（Ｍｏ）：０．１〜０．６質量％、バナジウム（Ｖ）：０．０１〜０．０５質量％、リン（Ｐ）：０．０１質量％以下（０質量％は除く）、硫黄（Ｓ）：０．０１質量％以下（０質量％は除く）、ボロン（Ｂ）：５〜３０質量ｐｐｍ、窒素（Ｎ）：２０〜６０質量ｐｐｍ、カルシウム（Ｃａ）：５０質量ｐｐｍ以下（０質量ｐｐｍは除く）、コバルト（Ｃｏ）：１０〜５００質量ｐｐｍを含み、残りが鉄（Ｆｅ）及びその他の不可避不純物からなる。
炭素（Ｃ）：０．０５〜０．０９質量％
Ｃは、ベイナイトまたはマルテンサイトを形成し、形成されるベイナイトまたはマルテンサイトの大きさ及び分率を決定する重要な元素である。
Ｃは、ベイナイトまたはマルテンサイトを形成し、形成されるベイナイトまたはマルテンサイトの大きさ及び分率を決定する重要な元素である。
Ｃ含量が０．０９質量％を超えると、低温靭性を低下させ、Ｃ含量が０．０５質量％未満であると、ベイナイトまたはマルテンサイトの形成を妨害して強度の低下を招く。したがって、Ｃ含量は０．０５〜０．０９質量％であることが好ましい。
一方、Ｃ含量の上限は、より好ましくは０．０８５質量％であり、溶接用鋼構造物として用いられる板材の場合には、より良い溶接性のためにＣ含量の上限を０．０８質量％とすることがさらに好ましい。
シリコン（Ｓｉ）：０．１〜０．４質量％
Ｓｉは、脱酸剤として用いられ、強度及び靭性を向上させる元素である。
Ｓｉは、脱酸剤として用いられ、強度及び靭性を向上させる元素である。
Ｓｉ含量が０．４質量％を超えると、低温靭性及び溶接性が低下するだけではなく、板材の表面にスケールが厚く形成され、ガス切断性不良及びその他の表面クラックなどを引き起こす。一方、Ｓｉ含量が０．１質量％未満であると、脱酸効果が不十分となる。したがって、Ｓｉ含量は０．１〜０．４質量％である。
また、Ｓｉ含量のより好ましい上限は０．３５質量％であり、さらに好ましい下限は０．１５質量％である。
マンガン（Ｍｎ）：１．８〜２．５質量％
Ｍｎは、固溶強化によって強度を向上させる有用な元素であるため、１．８質量％以上添加される必要がある。しかし、Ｍｎ含量が２．５質量％を超えると、過剰な硬化能の増加によって溶接部の靭性が大きく低下し得る。したがって、Ｍｎ含量は１．８〜２．５質量％であることが好ましい。
Ｍｎは、固溶強化によって強度を向上させる有用な元素であるため、１．８質量％以上添加される必要がある。しかし、Ｍｎ含量が２．５質量％を超えると、過剰な硬化能の増加によって溶接部の靭性が大きく低下し得る。したがって、Ｍｎ含量は１．８〜２．５質量％であることが好ましい。
アルミニウム（Ａｌ）：０．０１〜０．０６質量％
Ａｌは、溶鋼を安価に脱酸することができ、また、フェライトを安定化させる元素である。Ａｌ含量が０．０１質量％未満であると、上述の効果が不十分となる。一方、Ａｌ含量が０．０６質量％を超えると、連続鋳造時にノズルの目詰まりが発生する。したがって、Ａｌ含量は０．０１〜０．０６質量％であることが好ましい。
Ａｌは、溶鋼を安価に脱酸することができ、また、フェライトを安定化させる元素である。Ａｌ含量が０．０１質量％未満であると、上述の効果が不十分となる。一方、Ａｌ含量が０．０６質量％を超えると、連続鋳造時にノズルの目詰まりが発生する。したがって、Ａｌ含量は０．０１〜０．０６質量％であることが好ましい。
また、Ａｌ含量のより好ましい上限は０．０５質量％であり、さらに好ましい下限は０．０１５質量％である。
ニッケル（Ｎｉ）：０．１〜０．５質量％
Ｎｉは、母材の強度と靭性を同時に向上させる元素である。本発明において上述の効果を十分に示すためには、０．１質量％以上添加することが好ましい。しかし、Ｎｉは高価な元素であるため、添加量が０．５質量％を超えると、経済性及び溶接性が低下し得る。したがって、Ｎｉ含量は０．１〜０．５質量％であることが好ましい。
Ｎｉは、母材の強度と靭性を同時に向上させる元素である。本発明において上述の効果を十分に示すためには、０．１質量％以上添加することが好ましい。しかし、Ｎｉは高価な元素であるため、添加量が０．５質量％を超えると、経済性及び溶接性が低下し得る。したがって、Ｎｉ含量は０．１〜０．５質量％であることが好ましい。
銅（Ｃｕ）：０．１〜０．５質量％
Ｃｕは、母材の靭性低下を最小限に抑えると共に、強度を高める元素である。上述の効果を十分に得るためには０．１質量％以上添加することが好ましい。しかし、Ｃｕ含量が０．５質量％を超えると、製品の表面品質を大きく阻害する恐れがある。したがって、Ｃｕ含量は０．１〜０．５質量％であることが好ましい。
Ｃｕは、母材の靭性低下を最小限に抑えると共に、強度を高める元素である。上述の効果を十分に得るためには０．１質量％以上添加することが好ましい。しかし、Ｃｕ含量が０．５質量％を超えると、製品の表面品質を大きく阻害する恐れがある。したがって、Ｃｕ含量は０．１〜０．５質量％であることが好ましい。
チタン（Ｔｉ）：０．０１〜０．０５質量％
Ｔｉは、再加熱時に結晶粒の成長を抑制し、低温靭性を大きく向上させるため、０．０１質量％以上添加するが、０．０５質量％以上の過剰な添加は、連続鋳造ノズルの目詰まりや中心部の晶出による低温靭性の減少のような問題点を発生させる恐れがある。したがって、Ｔｉの上限は０．０５質量％であることが好ましい。
Ｔｉは、再加熱時に結晶粒の成長を抑制し、低温靭性を大きく向上させるため、０．０１質量％以上添加するが、０．０５質量％以上の過剰な添加は、連続鋳造ノズルの目詰まりや中心部の晶出による低温靭性の減少のような問題点を発生させる恐れがある。したがって、Ｔｉの上限は０．０５質量％であることが好ましい。
ニオブ（Ｎｂ）：０．０１〜０．０７質量％
Ｎｂは、ＴＭＣＰ鋼の製造において重要な元素であり、ＮｂＣまたはＮｂＣＮの形態で析出し、母材及び溶接部の強度を大きく向上させる。また、高温での再加熱時に固溶されたＮｂは、オーステナイトの再結晶及びフェライトまたはベイナイトの変態を抑制して組織が微細化する効果を奏する。さらに、本発明では、粗圧延後にスラブが冷却されるとき、低い冷却速度でもベイナイトを形成させるのみならず、最終圧延後の冷却時にもオーステナイトの安定性を高め、低い速度の冷却でもマルテンサイトの生成を促進させる役割も果たす。
Ｎｂは、ＴＭＣＰ鋼の製造において重要な元素であり、ＮｂＣまたはＮｂＣＮの形態で析出し、母材及び溶接部の強度を大きく向上させる。また、高温での再加熱時に固溶されたＮｂは、オーステナイトの再結晶及びフェライトまたはベイナイトの変態を抑制して組織が微細化する効果を奏する。さらに、本発明では、粗圧延後にスラブが冷却されるとき、低い冷却速度でもベイナイトを形成させるのみならず、最終圧延後の冷却時にもオーステナイトの安定性を高め、低い速度の冷却でもマルテンサイトの生成を促進させる役割も果たす。
上述の効果を十分に得るためには、Ｎｂ含量が０．０１質量％以上であることが好ましい。しかし、Ｎｂ含量が０．０７質量％を超えると、鋼材のエッジに脆性クラックが発生する。したがって、Ｎｂ含量は０．０１〜０．０７質量％であることが好ましい。
クロム（Ｃｒ）：０．１〜０．５質量％
Ｃｒは、強度を確保するために添加される元素であり、焼入れ性を増加させる役割も果たす。上述の効果を十分に得るためには０．１％以上添加する必要がある。しかし、Ｃｒ含量が０．５％を超えると、溶接部の硬度を過剰に増加させ、靭性を阻害する恐れがある。したがって、Ｃｒ含量は０．１〜０．５％であることが好ましい。
Ｃｒは、強度を確保するために添加される元素であり、焼入れ性を増加させる役割も果たす。上述の効果を十分に得るためには０．１％以上添加する必要がある。しかし、Ｃｒ含量が０．５％を超えると、溶接部の硬度を過剰に増加させ、靭性を阻害する恐れがある。したがって、Ｃｒ含量は０．１〜０．５％であることが好ましい。
モリブデン（Ｍｏ）：０．１〜０．６質量％
Ｍｏは、少量の添加でも硬化能を大きく向上させる効果があり、強度を大きく向上させることができるため、０．１質量％以上添加する必要があるが、０．６質量％を超えて添加すると、溶接部の硬度を過剰に増加させ、靭性を阻害する恐れがある。したがって、Ｍｏの含量は０．１〜０．６質量％であることが好ましい。
Ｍｏは、少量の添加でも硬化能を大きく向上させる効果があり、強度を大きく向上させることができるため、０．１質量％以上添加する必要があるが、０．６質量％を超えて添加すると、溶接部の硬度を過剰に増加させ、靭性を阻害する恐れがある。したがって、Ｍｏの含量は０．１〜０．６質量％であることが好ましい。
バナジウム（Ｖ）：０．０１〜０．０５質量％
Ｖは、他の微細合金に比べて固溶する温度が低く、溶接熱影響部に析出して強度の低下を防止する効果がある。上述の効果を十分に得るためには０．０１質量％以上添加することが好ましい。しかし、Ｖ含量が０．０５質量％を超えると、靭性をむしろ低下させる。したがって、Ｖ含量は０．０１〜０．０５質量％であることが好ましい。
Ｖは、他の微細合金に比べて固溶する温度が低く、溶接熱影響部に析出して強度の低下を防止する効果がある。上述の効果を十分に得るためには０．０１質量％以上添加することが好ましい。しかし、Ｖ含量が０．０５質量％を超えると、靭性をむしろ低下させる。したがって、Ｖ含量は０．０１〜０．０５質量％であることが好ましい。
リン（Ｐ）：０．０１質量％以下（０質量％は除く）
Ｐは、強度向上及び耐食性に有利な元素であるが、衝撃靭性を大きく阻害する恐れがあるため、できるだけ低く維持することが有利である。したがって、その上限を０．０１質量％とすることが好ましい。
Ｐは、強度向上及び耐食性に有利な元素であるが、衝撃靭性を大きく阻害する恐れがあるため、できるだけ低く維持することが有利である。したがって、その上限を０．０１質量％とすることが好ましい。
硫黄（Ｓ）：０．０１質量％以下（０質量％は除く）
Ｓは、ＭｎＳなどを形成して衝撃靭性を大きく阻害する元素であるため、できるだけ低く維持することが有利である。したがって、その上限を０．０１質量％とすることが好ましい。
Ｓは、ＭｎＳなどを形成して衝撃靭性を大きく阻害する元素であるため、できるだけ低く維持することが有利である。したがって、その上限を０．０１質量％とすることが好ましい。
ボロン（Ｂ）：５〜３０質量ｐｐｍ
Ｂは、非常に安価な添加元素であり、強力な硬化能を示し、粗圧延後の冷却において低速冷却でもベイナイトの形成に大きく寄与する有益な元素である。
Ｂは、非常に安価な添加元素であり、強力な硬化能を示し、粗圧延後の冷却において低速冷却でもベイナイトの形成に大きく寄与する有益な元素である。
少量の添加でも強度を大きく向上させることができるため、５質量ｐｐｍ以上添加することができる。しかし、Ｂ含量が３０質量ｐｐｍを超えると、Ｆｅ２３（ＣＢ）６を形成してむしろ硬化能を低下させ、低温靭性も大きく低下させる。したがって、Ｂ含量は５〜３０質量ｐｐｍであることが好ましい。
窒素（Ｎ）：２０〜６０質量ｐｐｍ以下
Ｎは、強度を上昇させる一方、靭性を大きく減少させるため、６０質量ｐｐｍ以下に制御することが好ましい。但し、Ｎ含量を２０質量ｐｐｍ未満に制御することは製鋼負荷を増加させるため、前記Ｎ含量の下限は２０質量ｐｐｍであることが好ましい。
Ｎは、強度を上昇させる一方、靭性を大きく減少させるため、６０質量ｐｐｍ以下に制御することが好ましい。但し、Ｎ含量を２０質量ｐｐｍ未満に制御することは製鋼負荷を増加させるため、前記Ｎ含量の下限は２０質量ｐｐｍであることが好ましい。
カルシウム（Ｃａ）：５０質量ｐｐｍ以下（０質量ｐｐｍは除く）
Ｃａは、主にＭｎＳの非金属介在物を抑制し、低温靭性を向上させる元素として用いられる。しかし、Ｃａを過剰に添加すると、鋼中に含有されている酸素と反応して非金属介在物であるＣａＯを生成するため、その上限値は５０質量ｐｐｍであることが好ましい。
Ｃａは、主にＭｎＳの非金属介在物を抑制し、低温靭性を向上させる元素として用いられる。しかし、Ｃａを過剰に添加すると、鋼中に含有されている酸素と反応して非金属介在物であるＣａＯを生成するため、その上限値は５０質量ｐｐｍであることが好ましい。
コバルト（Ｃｏ）：１０〜５００質量ｐｐｍ
Ｃｏは、不動態皮膜を形成して耐食性を確保することができ、高温強度を高める元素である。Ｃｏ含量が１０質量ｐｐｍ未満であると、上述の効果が不十分となる。但し、Ｃｏは高価な元素であり、多量に添加されると、経済性が低下するため、その上限値は５００質量ｐｐｍであることが好ましい。
Ｃｏは、不動態皮膜を形成して耐食性を確保することができ、高温強度を高める元素である。Ｃｏ含量が１０質量ｐｐｍ未満であると、上述の効果が不十分となる。但し、Ｃｏは高価な元素であり、多量に添加されると、経済性が低下するため、その上限値は５００質量ｐｐｍであることが好ましい。
本発明の残りの成分は鉄（Ｆｅ）である。但し、通常の製造過程では、原料または周囲の環境から意図しない不純物が不可避に混入することがあるため、これを排除することはできない。これら不純物は、通常の製造過程の技術者であれば誰でも分かるものであるため、そのすべての内容を具体的に本明細書に記載しない。
上述の本発明の有利な鋼組成を有する鋼材は、上述の含量範囲の合金元素を含むだけでも十分な効果を得ることができるが、Ｓｎ：５〜５０質量ｐｐｍ、Ｗ：０．０１〜０．５質量％及びＳｂ：０．０１〜０．０５質量％のうち１以上をさらに含むことにより、鋼材の強度、靭性、溶接熱影響部の靭性、溶接性などのような特性をより向上させることができる。
スズ（Ｓｎ）：５〜５０質量ｐｐｍ
Ｓｎは、耐食性を確保するのに有用な元素である。耐食性確保の観点から、Ｓｎは５質量ｐｐｍ以上添加することが好ましい。しかし、Ｓｎ含量が５０質量ｐｐｍを超えると、耐食性向上に寄与する効果よりも、鋼材の表面で水泡のようにスケールが膨れたり割れたりする形態の欠陥が多く発生するという問題点がある。また、Ｓｎは、鋼の強度を上昇させることができるが、伸びと低温衝撃靭性を低下させるため、その上限は５０質量ｐｐｍであることが好ましい。
Ｓｎは、耐食性を確保するのに有用な元素である。耐食性確保の観点から、Ｓｎは５質量ｐｐｍ以上添加することが好ましい。しかし、Ｓｎ含量が５０質量ｐｐｍを超えると、耐食性向上に寄与する効果よりも、鋼材の表面で水泡のようにスケールが膨れたり割れたりする形態の欠陥が多く発生するという問題点がある。また、Ｓｎは、鋼の強度を上昇させることができるが、伸びと低温衝撃靭性を低下させるため、その上限は５０質量ｐｐｍであることが好ましい。
タングステン（Ｗ）：０．０１〜０．５質量％
Ｗは、鋼の硬化能を向上させ、耐食性を確保するのに有用な元素である。耐食性確保の観点から、Ｗは０．０１質量％以上添加することが好ましい。しかし、Ｗは非常に高価な元素であり、比重が大きくて偏在しやすいため、その上限は０．５質量％であることが好ましい。
Ｗは、鋼の硬化能を向上させ、耐食性を確保するのに有用な元素である。耐食性確保の観点から、Ｗは０．０１質量％以上添加することが好ましい。しかし、Ｗは非常に高価な元素であり、比重が大きくて偏在しやすいため、その上限は０．５質量％であることが好ましい。
アンチモン（Ｓｂ）：０．０１〜０．０５質量％
アンチモンは、鋼の表面に発生するスケールと母材間の密着性を高めることによって、切断性と共に耐食性を確保するのに有用な元素である。切断性の観点から、Ｓｂは０．０１質量％以上添加することが好ましい。しかし、Ｓｂが０．０５質量％を超えて添加されると、鋼材の表面に生成されたスケールが剥離され難く、塗装のような後続作業が困難になるため、その上限は０．０５質量％であることが好ましい。
アンチモンは、鋼の表面に発生するスケールと母材間の密着性を高めることによって、切断性と共に耐食性を確保するのに有用な元素である。切断性の観点から、Ｓｂは０．０１質量％以上添加することが好ましい。しかし、Ｓｂが０．０５質量％を超えて添加されると、鋼材の表面に生成されたスケールが剥離され難く、塗装のような後続作業が困難になるため、その上限は０．０５質量％であることが好ましい。
また、本発明の鋼材の微細組織は、ベイニティックフェライトとグラニュラーベイナイトを主相として含み、Ｍ−Ａ（島状マルテンサイト）を二次相として含むことができる。
ベイニティックフェライトは、初期オーステナイト結晶粒界を維持しながら粒内に多くの高傾角粒界を含んでいるため、結晶粒の微細化効果による強度と衝撃靭性の向上に有用である。
グラニュラーベイナイトは、ベイニティックフェライトと同様に初期オーステナイト結晶粒を維持しているが、粒内または粒界にＭ−Ａのような二次相が存在する。粒内に高傾角粒界が存在していないため、衝撃靭性には多少不利な影響を及ぼすが、粒内転位のような低傾角粒界が多く存在することにより強度は多少上昇する。
ベイニティックフェライトとグラニュラーベイナイトを主相として含むことにより、低降伏比と高強度を確保することができる。
このとき、面積分率で、前記ベイニティックフェライト（ｂａｉｎｉｔｉｃ ｆｅｒｒｉｔｅ）は６０〜９０％であり、前記グラニュラーベイナイト（ｇｒａｎｕｌａｒ ｂａｉｎｉｔｅ）は１０〜３０％であり、前記Ｍ−Ａ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ）は５％以下（０％を含む）である。
ベイニティックフェライトの面積分率が６０％未満であると、高い引張強度を確保し難く、ＣＳＬ（Ｃｏｉｎｃｉｄｅｎｃｅ Ｓｉｔｅ Ｌａｔｔｉｃｅ）粒界の分率が低くなって衝撃吸収エネルギー値が低く、腐食特性及び強度に劣り、クラック伝播を抑制し難くなる。一方、ベイニティックフェライトの面積分率が９０％を超えると、降伏比が増加するという問題点がある。
グラニュラーベイナイトの面積分率が１０％未満であると、引張強度のみならず、降伏強度も増加して低降伏比を確保することができない。一方、３０％を超えると、粗大な初期オーステナイト結晶粒を効果的に微細化させることができず、引張強度に劣り、ＣＳＬ（Ｃｏｉｎｃｉｄｅｎｃｅ Ｓｉｔｅ Ｌａｔｔｉｃｅ）粒界の分率が低くなって衝撃吸収エネルギー値が低く、腐食特性及び強度に劣り、クラック伝播を抑制し難しくなる。
Ｍ−Ａのような二次相は、低降伏比の実現に有用な微細組織であり、５％以下の面積分率を有することが好ましい。Ｍ−Ａの面積分率が５％を超えると、降伏比は減少するが、相対的に外部応力に対するクラック（ｃｒａｃｋ）の起点として作用することもあるため、引張強度を高く確保するのが困難になる。
一方、本発明による鋼材は、上述の微細組織の分率を満たすことにより、粒界方位差角が１５°以上でありながらエネルギーが低い粒界であるＣＳＬ（Ｃｏｉｎｃｉｄｅｎｃｅ Ｓｉｔｅ Ｌａｔｔｉｃｅ）粒界の分率を２０％以上確保することができる。
ＣＳＬ粒界とは、図１の細い実線のように、金属原子の配列が特定の面と角度によって反復性を持つ粒界を意味し、特殊粒界（ｓｐｅｃｉａｌ ｇｒａｉｎ ｂｏｕｎｄａｒｙ）とも呼ばれる。例えば、双晶粒界（ｔｗｉｎ）のように特定の方位関係を有する粒界もある。一方、図１の点線及び太い実線は一般粒界を示す。
同一の成分系を有しても製造条件によってＣＳＬ粒界の分率が異なり、最終微細組織と密接な関係にある。ＣＳＬ粒界の分率は、電子後方散乱回折（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ、ＥＢＳＤ）装置を用いて測定することができる。
ＣＳＬ粒界は、規則的な方位関係を有するため、ランダム（ｒａｎｄｏｍ）な一般粒界（一般に、高傾角粒界とする）と比較してエネルギー値自体が低くて腐食特性が一般粒界に比べて著しく優れる。また、一般粒界と同様に粒界方位差角は１５°以上と大きいため、粒子の微細化によって強度が上昇する効果に加えて、クラックの伝播を妨害する役割を果たして靭性を向上させる。
このようなＣＳＬ粒界は、粒界のエネルギーが低いため、通常の高傾角粒界よりも腐食及び強度の側面で有利である。即ち、ランダムな方位関係を有する高傾角粒界のエネルギーを１００としたときに、ＣＳＬ粒界のエネルギーは２０〜８０程度であり、双晶粒界の場合は、ＣＳＬ粒界の中でもエネルギーが特に低い。
ＣＳＬ粒界の分率が２０％未満であると、衝撃吸収エネルギー値が低く、腐食特性及び強度に劣り、クラック伝播を抑制し難くなる。
また、本発明による鋼材は、降伏比が０．８５以下であり、８００ＭＰａ以上の引張強度を確保することができるため、建設用鋼材などとして好ましく用いることができる。
また、本発明による鋼材は、−５℃での衝撃吸収エネルギーが１５０Ｊ以上である。
一方、本発明による鋼材の厚さは、１００ｍｍ以下である。
本発明による鋼材は、高強度及び低降伏比を確保することができるため、切断や穿孔などの機械加工と溶接作業が容易になる。したがって、鋼材の厚さは１００ｍｍ以下であることが好ましい。より好ましくは８０ｍｍ以下、さらに好ましくは６０ｍｍ以下である。下限は特に限定する必要はないが、建設構造用鋼材として用いるためには、１５ｍｍ以上が必要である。
以下、本発明の低降伏比型超高強度鋼材の製造方法について詳細に説明する。
本発明の低降伏比型超高強度鋼材の製造方法は、上述の合金組成を有するスラブを１０５０〜１２００℃の温度で加熱する段階と、前記加熱されたスラブを粗圧延してバー（Ｂａｒ）を得る段階と、前記バー（Ｂａｒ）を７００〜９５０℃の仕上げ圧延温度で熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、前記熱延鋼板を１０〜３０℃／ｓの冷却速度でＡｒ３以下まで冷却する一次冷却段階と、前記一次冷却された熱延鋼板を３０〜７０℃／ｓの冷却速度でＢｓ以下まで冷却する二次冷却段階と、を含む。
スラブ加熱段階
上述の合金組成を有するスラブを１０５０〜１２００℃の温度で加熱する。
上述の合金組成を有するスラブを１０５０〜１２００℃の温度で加熱する。
粗圧延段階
前記加熱されたスラブを粗圧延してバー（Ｂａｒ）を得る。
前記加熱されたスラブを粗圧延してバー（Ｂａｒ）を得る。
このとき、前記粗圧延は９５０〜１０５０℃の温度範囲で行う。前記粗圧延温度が９５０℃未満であると、スラブの表面温度が相対的に低くて圧延荷重が増加する。その結果、スラブの厚さ方向における中心まで有効変形が起こらず、気孔のような欠陥が除去されないか、または粒子の微細化効果が減少する恐れがある。一方、前記粗圧延温度が１０５０℃を超えると、再結晶が起こると同時に粒子が成長して、オーステナイト粒子が粗大化する恐れがある。
熱間圧延段階
前記バー（Ｂａｒ）を７００〜９５０℃の仕上げ圧延温度で熱間圧延して熱延鋼板を得る。
前記バー（Ｂａｒ）を７００〜９５０℃の仕上げ圧延温度で熱間圧延して熱延鋼板を得る。
前記仕上げ圧延温度が７００℃未満であると、板材の温度が低くて圧延機に負荷が発生し、最終厚さまで圧延を行うことができない恐れがあり、９５０℃を超えると、圧延中に再結晶が起こる恐れがある。
このとき、前記熱間圧延の圧下率は５０〜８０％である。
前記仕上げ圧延圧下率が５０％未満であると、圧延中に素材に作用するパス当たりの圧延荷重が増加して設備事故の危険があり、８０％を超えると、圧延パス数が増加して圧延終了温度まで最終厚さを確保できない恐れがある。
冷却段階
前記熱延鋼板を２段階に多段冷却する。これは、ベイニティックフェライトとグラニュラーベイナイトを両方とも確保し、ＣＳＬ粒界の分率を高く確保するためである。
前記熱延鋼板を２段階に多段冷却する。これは、ベイニティックフェライトとグラニュラーベイナイトを両方とも確保し、ＣＳＬ粒界の分率を高く確保するためである。
一次冷却段階
前記熱延鋼板を１０〜３０℃／ｓの冷却速度でＡｒ３以下まで一次冷却する。
前記熱延鋼板を１０〜３０℃／ｓの冷却速度でＡｒ３以下まで一次冷却する。
一次冷却速度が１０℃／ｓ未満であると、軟質のフェライトが生成されることによって８００ＭＰａ以上の引張強度を確保し難く、３０℃／ｓを超えると、オーステナイトからグラニュラーベイナイトに相変態する粒子の量が少なくなって、低降伏比を確保できないという問題点がある。
したがって、一次冷却段階の冷却速度は１０〜３０℃／ｓであることが好ましく、より好ましくは１５〜２５℃／ｓである。
冷却終了温度がＡｒ３を超えると、微細組織がオーステナイト単相（ｓｉｎｇｌｅ ｐｈａｓｅ）としてのみ存在することによってグラニュラーベイナイトへの相変態が起こらない問題がある。即ち、オーステナイト単相として存在する微細組織が２次冷却によってすぐに相変態する場合、最終組織相のグラニュラーベイナイト分率は１０％未満と少なすぎて、低降伏比を満たすことができなくなる。一方、冷却終了温度の下限は、下記２次冷却段階を考慮してＡｒ３−５０℃である。
２次冷却段階
前記一次冷却された熱延鋼板を３０〜７０℃／ｓの冷却速度でＢｓ以下まで２次冷却する。
前記一次冷却された熱延鋼板を３０〜７０℃／ｓの冷却速度でＢｓ以下まで２次冷却する。
２次冷却速度が３０℃／ｓ未満であると、主組織であるベイニティックフェライトが冷却中に十分に相変態することができず、８００ＭＰａ以上の引張強度を満たすことができない問題点がある。一方、２次冷却速度が７０℃／ｓを超えると、低温変態組織であるマルテンサイトが生成される確率が高くなって、引張強度のみならず、降伏強度も増加して０．８５以下の降伏比を満たすことが困難である。
２次冷却終了温度がＢｓを超えると、ベイニティックフェライト及びグラニュラーベイナイトが十分に相変態することができず、強度を確保することができない。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。但し、下記の実施例は、本発明を例示してより詳細に説明するためのもので、本発明の権利範囲を限定するためのものではないという点に留意する必要がある。本発明の権利範囲は、特許請求の範囲に記載された事項と、それから合理的に類推される事項によって決定されるものである。
表１に示す成分系を満たすスラブを１１６０℃の温度で加熱し、１０００℃の温度で粗圧延した後、表２に示す製造条件に合うように熱間圧延及び冷却を行って鋼材を得た。前記鋼材の微細組織、ＣＳＬ分率及び機械的物性を測定して表３に示した。
降伏強度及び引張強度は、万能引張実験機を用いて測定し、衝撃吸収エネルギー値は、−５℃でシャルピー衝撃試験を行って測定した。
微細組織は、鋼材を鏡面研磨して化学的に腐食させた後、光学顕微鏡で観察した。
粒界方位差角が１５°以上でありながらエネルギーが低い粒界であるＣＳＬ（Ｃｏｉｎｃｉｄｅｎｃｅ Ｓｉｔｅ Ｌａｔｔｉｃｅ）粒界の分率は、電子後方散乱回折（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ、ＥＢＳＤ）装置を用いて測定した。
表１において、＊を表示したＢ、Ｎ、Ｃａ、Ｃｏ含量の単位は質量ｐｐｍであり、残りの元素含量の単位は質量％である。
表３において、ＢＦ：ベイニティックフェライト、ＧＢ：グラニュラーベイナイト、ＭＡ：島状マルテンサイト、ＡＦ：アシキュラーフェライト、Ｍ：マルテンサイトを意味し、単位は面積％である。
本発明の合金組成及び製造条件を満たす発明例の微細組織は、ベイニティックフェライトが６０〜９０％であり、前記グラニュラーベイナイトが１０〜３０％であり、ＭＡが５％以下（０％を含む）を満たした。
これにより、ＣＳＬ粒界を２０％以上確保することができ、０．８５以下の低降伏比及び８００ＭＰａ以上の引張強度を確保できることが分かる。また、−５℃での衝撃吸収エネルギー値は１５０Ｊ以上であった。
一方、本発明の合金組成は満たしたが、製造条件を満たしていない比較例である試験番号４、５、６、９、１３、１４、１８、１９は、本発明で提示した微細組織を満たさなかった。
これにより、ＣＳＬ粒界の分率が２０％未満、−５℃での衝撃吸収エネルギー値が１５０Ｊ未満であり、降伏比が０．８５を超えるか、または引張強度が８００ＭＰａ未満であることが確認できる。
発明例である試験番号７と、比較例である試験番号４の微細組織を電子後方散乱回折（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ、ＥＢＳＤ）装置で撮影した写真である図２及び図３を比較したとき、金属原子の配列が特定の面と角度によって反復性を持つ粒界であるＣＳＬ粒界の分率の差が著しいことが確認できた。
また、本発明の合金組成を満たしていない比較鋼の場合は、本発明の製造条件を満たしても、降伏比が０．８５を超えるか、引張強度が８００ＭＰａ未満であることが確認できる。
以上、実施例を参照して説明したが、当該技術分野における熟練した当業者は、下記の特許請求の範囲に記載された本発明の思想及び領域から逸脱しない範囲内で、本発明を多様に修正及び変更させることができることを理解することができる。
Claims (10)
- 炭素（Ｃ）：０．０５〜０．０９質量％、シリコン（Ｓｉ）：０．１〜０．４質量％、マンガン（Ｍｎ）：１．８〜２．５質量％、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１〜０．０６質量％、ニッケル（Ｎｉ）：０．１〜０．５質量％、銅（Ｃｕ）：０．１〜０．５質量％、チタン（Ｔｉ）：０．０１〜０．０５質量％、ニオブ（Ｎｂ）：０．０１〜０．０７質量％、クロム（Ｃｒ）：０．１〜０．５質量％、モリブデン（Ｍｏ）：０．１〜０．６質量％、バナジウム（Ｖ）：０．０１〜０．０５質量％、リン（Ｐ）：０．０１質量％以下（０質量％は除く）、硫黄（Ｓ）：０．０１質量％以下（０質量％は除く）、ボロン（Ｂ）：５〜３０質量ｐｐｍ、窒素（Ｎ）：２０〜６０質量ｐｐｍ、カルシウム（Ｃａ）：５０質量ｐｐｍ以下（０質量ｐｐｍは除く）、コバルト（Ｃｏ）：１０〜５００質量ｐｐｍを含み、残りが鉄（Ｆｅ）及びその他の不可避不純物からなり、
面積分率で、ベイニティックフェライトは６０〜９０％であり、グラニュラーベイナイトは１０〜３０％であり、Ｍ−Ａは５％以下（０％を含む）で含むことを特徴とする低降伏比型超高強度鋼材。 - 前記鋼材は、Ｓｎ：５〜５０質量ｐｐｍ、Ｗ：０．０１〜０．５質量％及びＳｂ：０．０１〜０．０５質量％のうち１以上をさらに含むことを特徴とする請求項１に記載の低降伏比型超高強度鋼材。
- 前記鋼材は、粒界方位差角が１５度以上でありながらエネルギーが低い粒界の分率であるＣＳＬが２０面積％以上であることを特徴とする請求項１に記載の低降伏比型超高強度鋼材。
- 前記鋼材は、降伏比が０．８５以下であり、引張強度が８００ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１に記載の低降伏比型超高強度鋼材。
- 前記鋼材は、−５℃での衝撃吸収エネルギー値が１５０Ｊ以上であることを特徴とする請求項１に記載の低降伏比型超高強度鋼材。
- 前記鋼材は、厚さが１００ｍｍ以下であることを特徴とする請求項１に記載の低降伏比型超高強度鋼材。
- 炭素（Ｃ）：０．０５〜０．０９質量％、シリコン（Ｓｉ）：０．１〜０．４質量％、マンガン（Ｍｎ）：１．８〜２．５質量％、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１〜０．０６質量％、ニッケル（Ｎｉ）：０．１〜０．５質量％、銅（Ｃｕ）：０．１〜０．５質量％、チタン（Ｔｉ）：０．０１〜０．０５質量％、ニオブ（Ｎｂ）：０．０１〜０．０７質量％、クロム（Ｃｒ）：０．１〜０．５質量％、モリブデン（Ｍｏ）：０．１〜０．６質量％、バナジウム（Ｖ）：０．０１〜０．０５質量％、リン（Ｐ）：０．０１質量％以下（０質量％は除く）、硫黄（Ｓ）：０．０１質量％以下（０質量％は除く）、ボロン（Ｂ）：５〜３０質量ｐｐｍ、窒素（Ｎ）：２０〜６０質量ｐｐｍ、カルシウム（Ｃａ）：５０質量ｐｐｍ以下（０質量ｐｐｍは除く）、コバルト（Ｃｏ）：１０〜５００質量ｐｐｍを含み、残りが鉄（Ｆｅ）及びその他の不可避不純物からなるスラブを１０５０〜１２５０℃の温度で加熱する段階と、
前記加熱されたスラブを粗圧延してバー（Ｂａｒ）を得る段階と、
前記バー（Ｂａｒ）を７００〜９５０℃の仕上げ圧延温度で熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、
前記熱延鋼板を１０〜３０℃／ｓの冷却速度でＡｒ３以下まで冷却する一次冷却段階と、
前記一次冷却された熱延鋼板を３０〜７０℃／ｓの冷却速度でＢｓ以下まで冷却する二次冷却段階と、を含むことを特徴とする請求項１に記載の低降伏比型超高強度鋼材の製造方法。 - 前記スラブは、Ｓｎ：５〜５０質量ｐｐｍ、Ｗ：０．０１〜０．５質量％及びＳｂ：０．０１〜０．０５質量％のうち１以上をさらに含むことを特徴とする請求項７に記載の低降伏比型超高強度鋼材の製造方法。
- 前記熱間圧延は、５０〜８０％の圧下率で行うことを特徴とする請求項７に記載の低降伏比型超高強度鋼材の製造方法。
- 前記粗圧延は、９５０〜１０５０℃の温度範囲で行うことを特徴とする請求項７に記載の低降伏比型超高強度鋼材の製造方法。
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