JP2004010971A - 強度・靭性に優れ、かつ平坦度の良好な鋼板の高効率製造方法 - Google Patents
強度・靭性に優れ、かつ平坦度の良好な鋼板の高効率製造方法 Download PDFInfo
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Abstract
【課題】生産性の低い複雑な熱間圧延工程、熱処理工程を必要とせずに、優れた強度・靭性と平坦度を有する鋼材を効率的に製造する。
【解決手段】所定成分を有する綱片を１１００〜１３００℃の温度域に加熱して、９５０〜１１００℃の温度で累積圧下率５０％以上の粗圧延を行った後、所定の条件を満たす様に仕上圧延を実施し、さらに、その後、板厚方向の平均冷却速度が２〜３０℃／ｓで、表面温度がＡｒ３−１２０℃以上Ａｒ３−２０℃以下になるまで冷却し、Ａｒ３以上Ａｒ３＋１００℃以下になるまで復熱させた後、引き続き板厚方向の平均冷却速度が２〜３０℃／ｓで温度差にして４０℃以上冷却を行い、Ａｒ３−２００℃以上の温度で冷却完了する強度・靭性に優れ、かつ平坦度の良好な鋼板の高効率製造方法。
【選択図】 図４
【解決手段】所定成分を有する綱片を１１００〜１３００℃の温度域に加熱して、９５０〜１１００℃の温度で累積圧下率５０％以上の粗圧延を行った後、所定の条件を満たす様に仕上圧延を実施し、さらに、その後、板厚方向の平均冷却速度が２〜３０℃／ｓで、表面温度がＡｒ３−１２０℃以上Ａｒ３−２０℃以下になるまで冷却し、Ａｒ３以上Ａｒ３＋１００℃以下になるまで復熱させた後、引き続き板厚方向の平均冷却速度が２〜３０℃／ｓで温度差にして４０℃以上冷却を行い、Ａｒ３−２００℃以上の温度で冷却完了する強度・靭性に優れ、かつ平坦度の良好な鋼板の高効率製造方法。
【選択図】 図４
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、熱間圧延鋼板の制御冷却方法に関するもので、特に船舶、橋梁、中高層建築物、海洋構造物などに使用される強度・靭性に優れ、かつ平坦度の良好な厚鋼板の効率的な製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年、船舶、橋梁、中高層建築物、海洋構造物などの大型化にともない、使用される鋼材の厚手化、強靭化とともに、平坦度や切断・溶接後の形状に対する要望も厳しさを増している。
強度・靭性向上のための手段としては、ＴＭＣＰ（Ｔｈｅｒｍｏ−Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ ＣｏｎｔｒｏｌＰｒｏｃｅｓｓ）がよく知られている。これは適切な加熱、圧延、冷却、熱処理工程の組み合わせにより鋼材の組織を微細化する方法である。具体的な手段としては、低温加熱、低温大圧下圧延、および圧延終了後の冷却速度を適度に制御する方法などが行われてきた。
【０００３】
しかし、加熱温度は加熱時に十分オーステナイト（γ）化を図る必要からＡｃ３以上の温度を確保する必要があり、低温加熱による微細化には限界がある。また、低温圧延では、γ未再結晶域や二相温度域における圧延が行われるが、過度の低温圧延は材質を劣化させることに加え、圧延Ｔ／ｈも低下させ、さらには圧延形状にも悪影響を及ぼし、精整負荷を増大させる可能性もある。圧延終了後の冷却については、冷却速度が大きいほど変態後のフェライト（α）粒径は微細となるが、さらに大きくなるとベイナイト、マルテンサイト等の低温変態相の割合が増加し、必ずしも組織微細化にはつながらないため、加速冷却による細粒化にも限界があることに加えて、停止温度の制御、板内の均一性確保が困難になり、材質ばらつきや形状劣化の原因にもなる。
【０００４】
鋼材の結晶粒を微細化する特殊な方法としては、特公昭４９−７２９３号広報記載のように、加熱・冷却を繰り返すことにより最終組織に至るまでの変態の回数を多くする方法がある。しかし、単なる温度制御により変態の回数を増しても結晶粒の微細化効果は飽和するばかりでなく、生産性が著しく低下するため、実プロセスへの適用の可能性は極めて低い。
さらに、圧延前または粗圧延終了後に鋼片表面を冷却し、表面復熱過程で内部との温度差をつけたまま圧延することにより表層に細粒αを生成させる方法が特公平６−４９０３号公報、特開平５−２７１８６０号公報等に記載されている。しかし、これらは必然的にα域または二相域での圧延となるため、１パス当たりの圧下率を低くせざるを得ず、生産性を大きく阻害するものであった。
【０００５】
一方、鋼材の平坦度や形状を確保するという観点では、できるだけγ高温域で圧延し、空冷またはＡｒ３変態点以上で冷却停止することが望ましいが、これはＴＭＣＰ化と相反する方向であり、必要な母材特性を確保できなくなるおそれがある。
均一冷却方法としては、例えば特開２０００−８４６１２号公報に、前段冷却後に復熱させて、ホットレベラーで矯正した後、後段冷却することにより平坦度の良好な鋼板を得る方法が開示されているが、矯正時の温度がＡｒ３変態点以下であるため、強度・靭性向上を意図したものとはいえない。
上述のように、組織微細化を目的としたＴＭＣＰは種々提案されているが、温度や圧下率等の制約から通常生産効率の低下を引き起こすとともに、精整工程の負荷も増大する。すなわち、材質確保と生産性向上を両立させることは非常に困難な課題であった。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
生産性の低い複雑な熱間圧延工程、熱処理工程を必要とせずに、優れた強度・靭性と平坦度を有する鋼材を効率的に製造する方法を提供するものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明の特徴は従来の発想とは異なり、冷却過程の制御により母材の強度・靭性を安定的に確保し、圧延や精整工程に多大な負荷をかけることなく平坦度の良好な鋼板の製造を可能とした点にある。その要旨とするところは以下の通りである。
（１） 質量％で、
Ｃ ：０．０３〜０．２０％、
Ｓｉ：０．０５〜１．０％、
Ｍｎ：０．４０〜２．０％、
Ｐ ：≦０．０２５％、
Ｓ ：≦０．０２０％、
Ａｌ：０．００５〜０．１０％、
Ｎ ：０．０００５〜０．００８０％を含み、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる綱片を１１００〜１３００℃の温度域に加熱して、９５０〜１１００℃の温度で累積圧下率５０％以上の粗圧延を行った後、下記不等式を満たす条件で仕上圧延を実施し、さらにその後の鋼板の冷却過程において、板厚方向の平均冷却速度が２〜３０℃／ｓで、表面温度がＡｒ３−１２０℃以上Ａｒ３−２０℃以下になるまで冷却し、Ａｒ３以上Ａｒ３＋１００℃以下になるまで復熱させた後、引き続き板厚方向の平均冷却速度が２〜３０℃／ｓで温度差にして４０℃以上冷却を行い、Ａｒ３−２００℃以上の温度で冷却完了する強度・靭性に優れ、かつ平坦度の良好な鋼板の高効率製造方法。
９００−ｈ≦Ｔ≦９５０−ｈ
０＜ｒ≦３ｈ／５ （０＜ｈ≦３０）
ｈ／２−１５≦ｒ≦３ｈ／５ （３０＜ｈ）
但し、ｈ：板厚（ｍｍ）、Ｔ：圧延温度（℃）、ｒ：圧下率（％）
【０００８】
（２） 前記組成を有する綱片を１１００〜１３００℃の温度域に加熱して、９５０〜１１００℃の温度で累積圧下率５０％以上の粗圧延を行い板厚３０ｍｍ以下とした後、鋼板の冷却過程において、板厚方向の平均冷却速度が２〜３０℃／ｓで、表面温度がＡｒ３−１２０℃以上Ａｒ３−２０℃以下になるまで冷却し、Ａｒ３以上Ａｒ３＋１００℃以下になるまで復熱させた後、引き続き板厚方向の平均冷却速度が２〜３０℃／ｓで温度差にして４０℃以上冷却を行い、Ａｒ３−２００℃以上の温度で冷却完了する強度・靭性に優れ、かつ平坦度の良好な鋼板の高効率製造方法。
（３） 前記板厚方向の平均冷却速度が２〜３０℃／ｓで温度差にして４０℃以上冷却する際の冷却完了温度をＡｒ３以上とする前記（１）または（２）記載の強度・靭性に優れ、かつ平坦度の良好な鋼板の高効率製造方法。
【０００９】
（４） 前記組成に加えて、
Ｃｕ：０．０５〜１．５％、
Ｃｒ：０．０５〜１．０％、
Ｍｏ：０．０５〜０．５％、
Ｎｉ：０．０５〜３．５％、
Ｎｂ：０．００３〜０．０５０％、
Ｔｉ：０．００３〜０．１００％、
Ｖ ：０．００５〜０．１００％、
Ｂ ：０．０００２〜０．００３０％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．００６０％の１種または２種以上を含有する鋼片を用いる前記（１）乃至（３）記載の強度・靭性に優れ、かつ平坦度の良好な鋼板の高効率製造方法。
【００１０】
【発明の実施の形態】
以下、本発明について詳細に説明する。本発明者らは、極度の生産性低下を伴う低温圧延や熱処理に頼ることなく、主に制御冷却によって組織微細化と形状確保の両立を図り、強度・靭性に優れ平坦度の良好な鋼板を得る手段を実験的に検討した。その結果、まず表面温度がＡｒ３−１２０℃以上Ａｒ３−２０℃以下まで冷却し、Ａｒ３以上Ａｒ３＋１００℃以下になるまで復熱させた後、引き続き冷却してＡｒ３−２００℃以上の温度で冷却完了させることが組織微細化に有効であるとの知見に至った。
【００１１】
本発明の根幹をなす冶金原理は以下の通りである。表層部は一次冷却でＡｒ３−１２０℃以上Ａｒ３−２０℃以下とすることにより一部αを生成させて、Ａｒ３以上Ａｒ３＋１００℃以下に復熱させる過程でγ中にＣ等の合金元素を濃縮させた後、二次冷却でγ／γ界面、およびγ／α界面から微細なαや第二相を生成させることにより、組織微細化を達成する。一方、内部については一次冷却過程でＡｒ３以下にならないため変態は起こらないものの、γの粒成長が抑制されるとともに、γが過冷されることにより変態の駆動力が高まり、二次冷却過程において微細な組織を得ることができる。この冷却方法を適用することにより、板厚３０ｍｍ以下の薄手材は実質低温での仕上圧延が不要となり、厚手材でも必要最小限の仕上圧延で全厚にわたって組織微細化が達成されるために、温度待ちが低減、生産性が向上し、圧延形状も良好となる。また、一次冷却後復熱させることにより板内温度偏差が低減可能となることに加えて、本発明のプロセスでは従来より冷却停止温度を高めても細粒化できるため、冷却形状も改善される。したがって、強度・靭性に優れ、平坦度の良好な鋼板を効率的に製造することができるのである。
【００１２】
次に本発明の基本成分範囲の限定理由について述べる。
Ｃは、鋼の強度を向上させる有効な成分として下限を０．０３％とし、また過剰の添加は、鋼材の溶接性やＨＡＺ靭性などを著しく低下させるので、上限を０．２０％とした。
Ｓｉは、溶製時の脱酸に必要な元素であり、適量添加するとマトリクスを固溶強化するため、０．０５％以上添加する。一方、１．０％超添加すると、ＨＡＺの硬化により靭性が低下するため、上限を１．０％とした。
【００１３】
Ｍｎは、母材の強度、靭性の確保に有効な成分として０．４％以上の添加が必要であるが、溶接部の靭性、割れ性などの許容できる範囲で上限を２．０％とした。
Ｐ、Ｓは、含有量が少ないほど望ましいが、これを工業的に低減させるためには多大なコストがかかることから、それぞれ０．０２５％、０．０２０％を上限とした。
Ａｌは、重要な脱酸元素であるため下限値を０．００５％とした。また、Ａｌが多量に存在すると鋳片の表面品位が劣化するため上限を０．１０％とした。
【００１４】
Ｎは、ＴｉＮとして析出することでＨＡＺ靭性の向上効果があるため下限を０．０００５％とした。しかしながら固溶Ｎが増大するとＨＡＺ靭性の低下を招くことから０．００８０％を上限とした。
選択添加元素は以下の理由により限定する。
Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏは、鋼材の強度を向上させるために有効であることから０．０５％以上添加するが、多量に添加すると溶接性、ＨＡＺ靭性を低下させるため、それぞれ１．５％、１．０％、０．５％を上限とした。
Ｎｉは、鋼材の強度および靭性を向上させることから０．０５％以上添加するが、Ｎｉ量の増加はコストを上昇させるので３．５％を上限とした。
【００１５】
Ｎｂは、焼き入れ性向上と組織微細化により母材の強度および靭性を向上させることから０．００５％以上添加するが、過剰な添加はＨＡＺ靭性を著しく低下させるため０．０５％を上限とした。
Ｔｉは、脱酸元素であると同時に、Ｎと結合してＴｉ窒化物を形成することで加熱γとＨＡＺの細粒化に一定の効果を及ぼすために０．００５％以上添加する。しかし、固溶Ｔｉ量が増加するとＨＡＺ靭性が低下するため、０．１０％を上限とした。
Ｖは、焼入れ性を向上させるとともに炭窒化物を形成して高強度化に寄与するため０．００５％以上添加するが、多量の添加はＨＡＺ靭性を劣化させるため０．１０％を上限とした。
【００１６】
Ｂは、ＨＡＺ靭性に有害な粒界フェライト、フェライトサイドプレートの成長抑制と高強度化に有効であることから０．０００２％以上添加するが、過剰の添加は靭性を劣化させることから０．００３０％を上限とした。
Ｃａは、硫化物の形態制御に有効であるとともに、Ｃａ系酸化物生成によりＨＡＺ組織を微細化し、靭性を向上させるために０．０００５％以上の添加が必要である。しかしながら、過剰の添加は粗大介在物を生成させるため、０．００３０％を上限とした。
ＲＥＭは、ＨＡＺ組織を微細化し、靭性を高めるのに有効な元素であるが、過剰の添加は靭性を劣化させるので０．０００５〜０．００６０％の範囲に限定した。
【００１７】
次に、本発明鋼の製造プロセスについて説明する。
上述した成分組成を有する綱片を１１００〜１３００℃の温度範囲に加熱する。加熱温度が１１００℃未満では合金元素の均質化が図れず、材質不安定の原因となる。一方、１３００℃超では加熱γの粗大化により最終的な組織微細化が困難となる。
綱片を加熱後９５０〜１１００℃の温度域で累積圧下率５０％以上の粗圧延を施すのは、最終組織微細化に有利となるように、γを再結晶させて細粒化するためである。９５０℃以下であると、成分や圧延条件によっては部分再結晶となり材質ばらつきの原因となり、１１００℃超では再結晶γが粒成長して粗大化してしまう。累積圧下率が５０％未満では、再結晶γが十分細粒化できず、最終組織の微細化が達成されない。
【００１８】
引き続き行う仕上圧延は以下の不等式を満たす条件で実施する必要がある。
９００−ｈ≦Ｔ≦９５０−ｈ
０≦ｒ≦３ｈ／５ （ｈ≦３０）
ｈ／２−１５≦ｒ≦３ｈ／５ （３０＜ｈ）
但し、ｈ：板厚（ｍｍ）、Ｔ：圧延温度（℃）、ｒ：圧下率（％）
この領域を図１、２に示す。圧延温度が（９００−ｈ）℃未満の場合には、内部顕熱不十分のため、引き続き行う制御冷却の復熱過程で表層がＡｒ３以上まで上昇せず、組織微細化が達成されないばかりでなく、温度待ち時間の増加とともに圧延形状も劣化し、生産性低下につながる。一方、温度が（９５０−ｈ）℃超の場合には、実質的にγ未再結晶状態とならず、特に厚手材の中心部靭性が低下してしまう。板厚３０ｍｍ以下では仕上圧延は不要であるが、３０ｍｍ超で圧下率が（ｈ／２−１５）％未満であると、転位の導入が不十分となり、やはり靭性が低下してしまう。圧下率が（３ｈ／５）％を超えると、強度・靭性は向上するが、温度待ち時間増加により生産性が低下し、圧延形状も悪くなる。
【００１９】
制御冷却過程では、板厚方向の平均冷却速度が２〜３０℃／ｓで、表面温度がＡｒ３−１２０℃以上Ａｒ３−２０℃以下になるまで冷却し、Ａｒ３以上Ａｒ３＋１００℃以下になるまで復熱させた後、引き続き板厚方向の平均冷却速度が２〜３０℃／ｓで温度差にして４０℃以上冷却を行い、Ａｒ３−２００℃以上、あるいはＡｒ３以上の温度で冷却完了させる。一次冷却過程における板厚方向の平均冷却速度が２℃／ｓ未満であると、板厚方向温度分布が均一化するため表層をＡｒ３−２０℃以下に冷却すると復熱過程でＡｒ３以上まで上昇せず、さらに内部のγ過冷も不十分となるため最終組織が微細化せず、強度・靭性が低下する。一方、３０℃／ｓ超であると、内部まで冷えることにより顕熱が不足して復熱過程で表層がＡｒ３以上まで上がらなくなる。一次冷却後の表面温度については、Ａｒ３−１２０℃未満であると復熱が不十分となり、Ａｒ３−２０℃超であるとαが十分生成せず、γ中への合金元素濃縮が不十分となり、いずれの場合も組織微細化が達成されない。その結果、図３に示すように強度・靭性が低下してしまう。
【００２０】
復熱温度（二次冷却開始温度）については、Ａｒ３未満であると合金元素濃縮が不十分となり、Ａｒ３＋１００℃を超えるとγ過冷の効果が小さくなってしまい、いずれも組織が十分微細化されない。そのため、図４に示すように、やはり強度・靭性が低下する。二次冷却過程での板厚方向平均冷却速度が２℃／ｓ未満、または温度差が４０℃未満であると、α変態の駆動力が低下し、αが細粒化されない。冷却速度が３０℃／ｓ超であると、表層部の硬さが顕著に上昇し伸びが低下するとともに、靭性も劣化してしまう。二次冷却の停止温度がＡｒ３−２００℃未満であると、低温変態相が増加し靭性が低下するとともに、形状も顕著に劣化してしまう。形状確保が困難な薄手材の場合には、強度が確保できるのであれば、Ａｒ３以上で冷却停止するのが望ましい。
以上のように、本発明範囲の条件で製造することにより、生産性の低い熱間圧延工程に頼ることなく、冷却工程で組織微細化が達成され、強度・靭性と生産性、平坦度向上が可能となる。
【００２１】
【実施例】
表１に示した化学成分を有する綱片を用いて試作を行った。表２に鋼板の製造条件を示し、表３には母材の機械的性質、生産性、平坦度を示す。ＹＰ，ＴＳは全厚引張試験片（板厚≦５０ｍｍ）による値、またはＪＩＳ４号丸棒試験片による１／４ｔ、１／２ｔ部の平均値とした。ｖＴｒｓは１／４ｔ、１／２ｔ部から採取したＪＩＳ４号衝撃試験片（２ｍｍＶノッチシャルピー）による平均値とした。試験片採取方向は圧延方向と直角とした。
【００２２】
表２、３から明らかなように、本発明例１〜８は所定の条件で製造したため、強度・靭性が良好で、板内温度偏差が小さく平坦度も良好であり、生産性も高い。一方、比較例１〜８は以下の理由により強度・靭性、生産性、平坦度のいずれかが劣っている。比較例１、４、５は一段目の冷却の停止温度、冷却速度が本発明範囲から逸脱していたため、全厚にわたる組織微細化が達成されず、強度・靭性が劣化した。比較例２は復熱温度が高すぎたために組織が粗大化し材質が劣化してしまった。比較例３は仕上圧延の温度が低かったために、Ａｒ３以上の温度まで復熱せず、強度・靭性が若干低下するとともに、生産性が低下し、圧延形状が劣化した。比較例６は二次冷却での温度差が４０℃未満であったため、強度が低下した。比較例７は二次冷却停止温度が低すぎたために、靭性と平坦度が劣化した。比較例８は従来の低温仕上圧延＋制御冷却で製造したため、材質は良好であるが、生産性と平坦度が低下してしまった。
【表１】
【表２】
【表３】
【００２３】
【発明の効果】
本発明によれば、従来法と同等以上の強度・靭性、平坦度を有する鋼板を、従来以上の生産性で製造することが可能であり、製造コスト低減、工期短縮等、産業上の効果は極めて大きい。
【図面の簡単な説明】
【図１】仕上圧延温度の領域を示す図である。
【図２】仕上圧延圧下率の領域を示す図である。
【図３】一次冷却停止温度とＴＳ、ｖＴｒｓの関係を示す図である。
【図４】二次冷却開始（復熱）温度とＴＳ、ｖＴｒｓの関係を示す図である。
【発明の属する技術分野】
本発明は、熱間圧延鋼板の制御冷却方法に関するもので、特に船舶、橋梁、中高層建築物、海洋構造物などに使用される強度・靭性に優れ、かつ平坦度の良好な厚鋼板の効率的な製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年、船舶、橋梁、中高層建築物、海洋構造物などの大型化にともない、使用される鋼材の厚手化、強靭化とともに、平坦度や切断・溶接後の形状に対する要望も厳しさを増している。
強度・靭性向上のための手段としては、ＴＭＣＰ（Ｔｈｅｒｍｏ−Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ ＣｏｎｔｒｏｌＰｒｏｃｅｓｓ）がよく知られている。これは適切な加熱、圧延、冷却、熱処理工程の組み合わせにより鋼材の組織を微細化する方法である。具体的な手段としては、低温加熱、低温大圧下圧延、および圧延終了後の冷却速度を適度に制御する方法などが行われてきた。
【０００３】
しかし、加熱温度は加熱時に十分オーステナイト（γ）化を図る必要からＡｃ３以上の温度を確保する必要があり、低温加熱による微細化には限界がある。また、低温圧延では、γ未再結晶域や二相温度域における圧延が行われるが、過度の低温圧延は材質を劣化させることに加え、圧延Ｔ／ｈも低下させ、さらには圧延形状にも悪影響を及ぼし、精整負荷を増大させる可能性もある。圧延終了後の冷却については、冷却速度が大きいほど変態後のフェライト（α）粒径は微細となるが、さらに大きくなるとベイナイト、マルテンサイト等の低温変態相の割合が増加し、必ずしも組織微細化にはつながらないため、加速冷却による細粒化にも限界があることに加えて、停止温度の制御、板内の均一性確保が困難になり、材質ばらつきや形状劣化の原因にもなる。
【０００４】
鋼材の結晶粒を微細化する特殊な方法としては、特公昭４９−７２９３号広報記載のように、加熱・冷却を繰り返すことにより最終組織に至るまでの変態の回数を多くする方法がある。しかし、単なる温度制御により変態の回数を増しても結晶粒の微細化効果は飽和するばかりでなく、生産性が著しく低下するため、実プロセスへの適用の可能性は極めて低い。
さらに、圧延前または粗圧延終了後に鋼片表面を冷却し、表面復熱過程で内部との温度差をつけたまま圧延することにより表層に細粒αを生成させる方法が特公平６−４９０３号公報、特開平５−２７１８６０号公報等に記載されている。しかし、これらは必然的にα域または二相域での圧延となるため、１パス当たりの圧下率を低くせざるを得ず、生産性を大きく阻害するものであった。
【０００５】
一方、鋼材の平坦度や形状を確保するという観点では、できるだけγ高温域で圧延し、空冷またはＡｒ３変態点以上で冷却停止することが望ましいが、これはＴＭＣＰ化と相反する方向であり、必要な母材特性を確保できなくなるおそれがある。
均一冷却方法としては、例えば特開２０００−８４６１２号公報に、前段冷却後に復熱させて、ホットレベラーで矯正した後、後段冷却することにより平坦度の良好な鋼板を得る方法が開示されているが、矯正時の温度がＡｒ３変態点以下であるため、強度・靭性向上を意図したものとはいえない。
上述のように、組織微細化を目的としたＴＭＣＰは種々提案されているが、温度や圧下率等の制約から通常生産効率の低下を引き起こすとともに、精整工程の負荷も増大する。すなわち、材質確保と生産性向上を両立させることは非常に困難な課題であった。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
生産性の低い複雑な熱間圧延工程、熱処理工程を必要とせずに、優れた強度・靭性と平坦度を有する鋼材を効率的に製造する方法を提供するものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明の特徴は従来の発想とは異なり、冷却過程の制御により母材の強度・靭性を安定的に確保し、圧延や精整工程に多大な負荷をかけることなく平坦度の良好な鋼板の製造を可能とした点にある。その要旨とするところは以下の通りである。
（１） 質量％で、
Ｃ ：０．０３〜０．２０％、
Ｓｉ：０．０５〜１．０％、
Ｍｎ：０．４０〜２．０％、
Ｐ ：≦０．０２５％、
Ｓ ：≦０．０２０％、
Ａｌ：０．００５〜０．１０％、
Ｎ ：０．０００５〜０．００８０％を含み、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる綱片を１１００〜１３００℃の温度域に加熱して、９５０〜１１００℃の温度で累積圧下率５０％以上の粗圧延を行った後、下記不等式を満たす条件で仕上圧延を実施し、さらにその後の鋼板の冷却過程において、板厚方向の平均冷却速度が２〜３０℃／ｓで、表面温度がＡｒ３−１２０℃以上Ａｒ３−２０℃以下になるまで冷却し、Ａｒ３以上Ａｒ３＋１００℃以下になるまで復熱させた後、引き続き板厚方向の平均冷却速度が２〜３０℃／ｓで温度差にして４０℃以上冷却を行い、Ａｒ３−２００℃以上の温度で冷却完了する強度・靭性に優れ、かつ平坦度の良好な鋼板の高効率製造方法。
９００−ｈ≦Ｔ≦９５０−ｈ
０＜ｒ≦３ｈ／５ （０＜ｈ≦３０）
ｈ／２−１５≦ｒ≦３ｈ／５ （３０＜ｈ）
但し、ｈ：板厚（ｍｍ）、Ｔ：圧延温度（℃）、ｒ：圧下率（％）
【０００８】
（２） 前記組成を有する綱片を１１００〜１３００℃の温度域に加熱して、９５０〜１１００℃の温度で累積圧下率５０％以上の粗圧延を行い板厚３０ｍｍ以下とした後、鋼板の冷却過程において、板厚方向の平均冷却速度が２〜３０℃／ｓで、表面温度がＡｒ３−１２０℃以上Ａｒ３−２０℃以下になるまで冷却し、Ａｒ３以上Ａｒ３＋１００℃以下になるまで復熱させた後、引き続き板厚方向の平均冷却速度が２〜３０℃／ｓで温度差にして４０℃以上冷却を行い、Ａｒ３−２００℃以上の温度で冷却完了する強度・靭性に優れ、かつ平坦度の良好な鋼板の高効率製造方法。
（３） 前記板厚方向の平均冷却速度が２〜３０℃／ｓで温度差にして４０℃以上冷却する際の冷却完了温度をＡｒ３以上とする前記（１）または（２）記載の強度・靭性に優れ、かつ平坦度の良好な鋼板の高効率製造方法。
【０００９】
（４） 前記組成に加えて、
Ｃｕ：０．０５〜１．５％、
Ｃｒ：０．０５〜１．０％、
Ｍｏ：０．０５〜０．５％、
Ｎｉ：０．０５〜３．５％、
Ｎｂ：０．００３〜０．０５０％、
Ｔｉ：０．００３〜０．１００％、
Ｖ ：０．００５〜０．１００％、
Ｂ ：０．０００２〜０．００３０％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．００６０％の１種または２種以上を含有する鋼片を用いる前記（１）乃至（３）記載の強度・靭性に優れ、かつ平坦度の良好な鋼板の高効率製造方法。
【００１０】
【発明の実施の形態】
以下、本発明について詳細に説明する。本発明者らは、極度の生産性低下を伴う低温圧延や熱処理に頼ることなく、主に制御冷却によって組織微細化と形状確保の両立を図り、強度・靭性に優れ平坦度の良好な鋼板を得る手段を実験的に検討した。その結果、まず表面温度がＡｒ３−１２０℃以上Ａｒ３−２０℃以下まで冷却し、Ａｒ３以上Ａｒ３＋１００℃以下になるまで復熱させた後、引き続き冷却してＡｒ３−２００℃以上の温度で冷却完了させることが組織微細化に有効であるとの知見に至った。
【００１１】
本発明の根幹をなす冶金原理は以下の通りである。表層部は一次冷却でＡｒ３−１２０℃以上Ａｒ３−２０℃以下とすることにより一部αを生成させて、Ａｒ３以上Ａｒ３＋１００℃以下に復熱させる過程でγ中にＣ等の合金元素を濃縮させた後、二次冷却でγ／γ界面、およびγ／α界面から微細なαや第二相を生成させることにより、組織微細化を達成する。一方、内部については一次冷却過程でＡｒ３以下にならないため変態は起こらないものの、γの粒成長が抑制されるとともに、γが過冷されることにより変態の駆動力が高まり、二次冷却過程において微細な組織を得ることができる。この冷却方法を適用することにより、板厚３０ｍｍ以下の薄手材は実質低温での仕上圧延が不要となり、厚手材でも必要最小限の仕上圧延で全厚にわたって組織微細化が達成されるために、温度待ちが低減、生産性が向上し、圧延形状も良好となる。また、一次冷却後復熱させることにより板内温度偏差が低減可能となることに加えて、本発明のプロセスでは従来より冷却停止温度を高めても細粒化できるため、冷却形状も改善される。したがって、強度・靭性に優れ、平坦度の良好な鋼板を効率的に製造することができるのである。
【００１２】
次に本発明の基本成分範囲の限定理由について述べる。
Ｃは、鋼の強度を向上させる有効な成分として下限を０．０３％とし、また過剰の添加は、鋼材の溶接性やＨＡＺ靭性などを著しく低下させるので、上限を０．２０％とした。
Ｓｉは、溶製時の脱酸に必要な元素であり、適量添加するとマトリクスを固溶強化するため、０．０５％以上添加する。一方、１．０％超添加すると、ＨＡＺの硬化により靭性が低下するため、上限を１．０％とした。
【００１３】
Ｍｎは、母材の強度、靭性の確保に有効な成分として０．４％以上の添加が必要であるが、溶接部の靭性、割れ性などの許容できる範囲で上限を２．０％とした。
Ｐ、Ｓは、含有量が少ないほど望ましいが、これを工業的に低減させるためには多大なコストがかかることから、それぞれ０．０２５％、０．０２０％を上限とした。
Ａｌは、重要な脱酸元素であるため下限値を０．００５％とした。また、Ａｌが多量に存在すると鋳片の表面品位が劣化するため上限を０．１０％とした。
【００１４】
Ｎは、ＴｉＮとして析出することでＨＡＺ靭性の向上効果があるため下限を０．０００５％とした。しかしながら固溶Ｎが増大するとＨＡＺ靭性の低下を招くことから０．００８０％を上限とした。
選択添加元素は以下の理由により限定する。
Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏは、鋼材の強度を向上させるために有効であることから０．０５％以上添加するが、多量に添加すると溶接性、ＨＡＺ靭性を低下させるため、それぞれ１．５％、１．０％、０．５％を上限とした。
Ｎｉは、鋼材の強度および靭性を向上させることから０．０５％以上添加するが、Ｎｉ量の増加はコストを上昇させるので３．５％を上限とした。
【００１５】
Ｎｂは、焼き入れ性向上と組織微細化により母材の強度および靭性を向上させることから０．００５％以上添加するが、過剰な添加はＨＡＺ靭性を著しく低下させるため０．０５％を上限とした。
Ｔｉは、脱酸元素であると同時に、Ｎと結合してＴｉ窒化物を形成することで加熱γとＨＡＺの細粒化に一定の効果を及ぼすために０．００５％以上添加する。しかし、固溶Ｔｉ量が増加するとＨＡＺ靭性が低下するため、０．１０％を上限とした。
Ｖは、焼入れ性を向上させるとともに炭窒化物を形成して高強度化に寄与するため０．００５％以上添加するが、多量の添加はＨＡＺ靭性を劣化させるため０．１０％を上限とした。
【００１６】
Ｂは、ＨＡＺ靭性に有害な粒界フェライト、フェライトサイドプレートの成長抑制と高強度化に有効であることから０．０００２％以上添加するが、過剰の添加は靭性を劣化させることから０．００３０％を上限とした。
Ｃａは、硫化物の形態制御に有効であるとともに、Ｃａ系酸化物生成によりＨＡＺ組織を微細化し、靭性を向上させるために０．０００５％以上の添加が必要である。しかしながら、過剰の添加は粗大介在物を生成させるため、０．００３０％を上限とした。
ＲＥＭは、ＨＡＺ組織を微細化し、靭性を高めるのに有効な元素であるが、過剰の添加は靭性を劣化させるので０．０００５〜０．００６０％の範囲に限定した。
【００１７】
次に、本発明鋼の製造プロセスについて説明する。
上述した成分組成を有する綱片を１１００〜１３００℃の温度範囲に加熱する。加熱温度が１１００℃未満では合金元素の均質化が図れず、材質不安定の原因となる。一方、１３００℃超では加熱γの粗大化により最終的な組織微細化が困難となる。
綱片を加熱後９５０〜１１００℃の温度域で累積圧下率５０％以上の粗圧延を施すのは、最終組織微細化に有利となるように、γを再結晶させて細粒化するためである。９５０℃以下であると、成分や圧延条件によっては部分再結晶となり材質ばらつきの原因となり、１１００℃超では再結晶γが粒成長して粗大化してしまう。累積圧下率が５０％未満では、再結晶γが十分細粒化できず、最終組織の微細化が達成されない。
【００１８】
引き続き行う仕上圧延は以下の不等式を満たす条件で実施する必要がある。
９００−ｈ≦Ｔ≦９５０−ｈ
０≦ｒ≦３ｈ／５ （ｈ≦３０）
ｈ／２−１５≦ｒ≦３ｈ／５ （３０＜ｈ）
但し、ｈ：板厚（ｍｍ）、Ｔ：圧延温度（℃）、ｒ：圧下率（％）
この領域を図１、２に示す。圧延温度が（９００−ｈ）℃未満の場合には、内部顕熱不十分のため、引き続き行う制御冷却の復熱過程で表層がＡｒ３以上まで上昇せず、組織微細化が達成されないばかりでなく、温度待ち時間の増加とともに圧延形状も劣化し、生産性低下につながる。一方、温度が（９５０−ｈ）℃超の場合には、実質的にγ未再結晶状態とならず、特に厚手材の中心部靭性が低下してしまう。板厚３０ｍｍ以下では仕上圧延は不要であるが、３０ｍｍ超で圧下率が（ｈ／２−１５）％未満であると、転位の導入が不十分となり、やはり靭性が低下してしまう。圧下率が（３ｈ／５）％を超えると、強度・靭性は向上するが、温度待ち時間増加により生産性が低下し、圧延形状も悪くなる。
【００１９】
制御冷却過程では、板厚方向の平均冷却速度が２〜３０℃／ｓで、表面温度がＡｒ３−１２０℃以上Ａｒ３−２０℃以下になるまで冷却し、Ａｒ３以上Ａｒ３＋１００℃以下になるまで復熱させた後、引き続き板厚方向の平均冷却速度が２〜３０℃／ｓで温度差にして４０℃以上冷却を行い、Ａｒ３−２００℃以上、あるいはＡｒ３以上の温度で冷却完了させる。一次冷却過程における板厚方向の平均冷却速度が２℃／ｓ未満であると、板厚方向温度分布が均一化するため表層をＡｒ３−２０℃以下に冷却すると復熱過程でＡｒ３以上まで上昇せず、さらに内部のγ過冷も不十分となるため最終組織が微細化せず、強度・靭性が低下する。一方、３０℃／ｓ超であると、内部まで冷えることにより顕熱が不足して復熱過程で表層がＡｒ３以上まで上がらなくなる。一次冷却後の表面温度については、Ａｒ３−１２０℃未満であると復熱が不十分となり、Ａｒ３−２０℃超であるとαが十分生成せず、γ中への合金元素濃縮が不十分となり、いずれの場合も組織微細化が達成されない。その結果、図３に示すように強度・靭性が低下してしまう。
【００２０】
復熱温度（二次冷却開始温度）については、Ａｒ３未満であると合金元素濃縮が不十分となり、Ａｒ３＋１００℃を超えるとγ過冷の効果が小さくなってしまい、いずれも組織が十分微細化されない。そのため、図４に示すように、やはり強度・靭性が低下する。二次冷却過程での板厚方向平均冷却速度が２℃／ｓ未満、または温度差が４０℃未満であると、α変態の駆動力が低下し、αが細粒化されない。冷却速度が３０℃／ｓ超であると、表層部の硬さが顕著に上昇し伸びが低下するとともに、靭性も劣化してしまう。二次冷却の停止温度がＡｒ３−２００℃未満であると、低温変態相が増加し靭性が低下するとともに、形状も顕著に劣化してしまう。形状確保が困難な薄手材の場合には、強度が確保できるのであれば、Ａｒ３以上で冷却停止するのが望ましい。
以上のように、本発明範囲の条件で製造することにより、生産性の低い熱間圧延工程に頼ることなく、冷却工程で組織微細化が達成され、強度・靭性と生産性、平坦度向上が可能となる。
【００２１】
【実施例】
表１に示した化学成分を有する綱片を用いて試作を行った。表２に鋼板の製造条件を示し、表３には母材の機械的性質、生産性、平坦度を示す。ＹＰ，ＴＳは全厚引張試験片（板厚≦５０ｍｍ）による値、またはＪＩＳ４号丸棒試験片による１／４ｔ、１／２ｔ部の平均値とした。ｖＴｒｓは１／４ｔ、１／２ｔ部から採取したＪＩＳ４号衝撃試験片（２ｍｍＶノッチシャルピー）による平均値とした。試験片採取方向は圧延方向と直角とした。
【００２２】
表２、３から明らかなように、本発明例１〜８は所定の条件で製造したため、強度・靭性が良好で、板内温度偏差が小さく平坦度も良好であり、生産性も高い。一方、比較例１〜８は以下の理由により強度・靭性、生産性、平坦度のいずれかが劣っている。比較例１、４、５は一段目の冷却の停止温度、冷却速度が本発明範囲から逸脱していたため、全厚にわたる組織微細化が達成されず、強度・靭性が劣化した。比較例２は復熱温度が高すぎたために組織が粗大化し材質が劣化してしまった。比較例３は仕上圧延の温度が低かったために、Ａｒ３以上の温度まで復熱せず、強度・靭性が若干低下するとともに、生産性が低下し、圧延形状が劣化した。比較例６は二次冷却での温度差が４０℃未満であったため、強度が低下した。比較例７は二次冷却停止温度が低すぎたために、靭性と平坦度が劣化した。比較例８は従来の低温仕上圧延＋制御冷却で製造したため、材質は良好であるが、生産性と平坦度が低下してしまった。
【表１】
【発明の効果】
本発明によれば、従来法と同等以上の強度・靭性、平坦度を有する鋼板を、従来以上の生産性で製造することが可能であり、製造コスト低減、工期短縮等、産業上の効果は極めて大きい。
【図面の簡単な説明】
【図１】仕上圧延温度の領域を示す図である。
【図２】仕上圧延圧下率の領域を示す図である。
【図３】一次冷却停止温度とＴＳ、ｖＴｒｓの関係を示す図である。
【図４】二次冷却開始（復熱）温度とＴＳ、ｖＴｒｓの関係を示す図である。
Claims (4)
- 質量％で、
Ｃ ：０．０３〜０．２０％、
Ｓｉ：０．０５〜１．０％、
Ｍｎ：０．４０〜２．０％、
Ｐ ：≦０．０２５％、
Ｓ ：≦０．０２０％、
Ａｌ：０．００５〜０．１０％、
Ｎ ：０．０００５〜０．００８０％を含み、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる綱片を１１００〜１３００℃の温度域に加熱して、９５０〜１１００℃の温度で累積圧下率５０％以上の粗圧延を行った後、下記不等式を満たす条件で仕上圧延を実施し、さらに、その後、板厚方向の平均冷却速度が２〜３０℃／ｓで、表面温度がＡｒ３−１２０℃以上Ａｒ３−２０℃以下になるまで冷却し、Ａｒ３以上Ａｒ３＋１００℃以下になるまで復熱させた後、引き続き板厚方向の平均冷却速度が２〜３０℃／ｓで温度差にして４０℃以上冷却を行い、Ａｒ３−２００℃以上の温度で冷却完了させることを特徴とする強度・靭性に優れ、かつ平坦度の良好な鋼板の高効率製造方法。
９００−ｈ≦Ｔ≦９５０−ｈ
０＜ｒ≦３ｈ／５ （０＜ｈ≦３０）
ｈ／２−１５≦ｒ≦３ｈ／５ （３０＜ｈ）
ただし、ｈ：板厚（ｍｍ）、Ｔ：圧延温度（℃）、ｒ：圧下率（％） - 質量％で、
Ｃ ：０．０３〜０．２０％、
Ｓｉ：０．０５〜１．０％、
Ｍｎ：０．４０〜２．０％、
Ｐ ：≦０．０２５％、
Ｓ ：≦０．０２０％、
Ａｌ：０．００５〜０．１０％、
Ｎ ：０．０００５〜０．００８０％を含み、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有する綱片を１１００〜１３００℃の温度域に加熱して、９５０〜１１００℃の温度で累積圧下率５０％以上の粗圧延を行い板厚３０ｍｍ以下とした後、板厚方向の平均冷却速度が２〜３０℃／ｓで、表面温度がＡｒ３−１２０℃以上Ａｒ３−２０℃以下になるまで冷却し、Ａｒ３以上Ａｒ３＋１００℃以下になるまで復熱させた後、引き続き板厚方向の平均冷却速度が２〜３０℃／ｓで温度差にして４０℃以上冷却を行い、Ａｒ３−２００℃以上の温度で冷却完了させることを特徴とする強度・靭性に優れ、かつ平坦度の良好な鋼板の高効率製造方法。 - 前記板厚方向の平均冷却速度が２〜３０℃／ｓで温度差にして４０℃以上冷却する際の冷却完了温度をＡｒ３以上とすることを特徴とする請求項１または請求項２に記載の強度・靭性に優れ、かつ平坦度の良好な鋼板の高効率製造方法。
- 前記組成に加えて、
Ｃｕ：０．０５〜１．５％、
Ｃｒ：０．０５〜１．０％、
Ｍｏ：０．０５〜０．５％、
Ｎｉ：０．０５〜３．５％、
Ｎｂ：０．００３〜０．０５０％、
Ｔｉ：０．００３〜０．１００％、
Ｖ ：０．００５〜０．１００％、
Ｂ ：０．０００２〜０．００３０％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．００６０％の１種または２種以上を含有する鋼片を用いることを特徴とする請求項１乃至請求項３のいずれかに記載の強度・靭性に優れ、かつ平坦度の良好な鋼板の高効率製造方法。
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