JP2011102409A - 熱間圧延t形鋼およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【解決手段】C:0.03〜0.20mass%、Si:0.05〜0.50mass%、Mn:0.1〜2.0mass%、P:0.020mass%以下、S:0.01mass%以下、Al:0.005〜0.07mass%、N:0.001〜0.008mass%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、且つフェライトとベイナイトの合計の面積分率が90%以上の金属組織を有し、降伏応力YPが355MPa以上、−40℃でのシャルピー吸収エネルギーが34J以上である。
【選択図】なし
Description
一方、このような溶接Tロンジ材に対して、熱間圧延で得られる形鋼をTロンジ材に利用することが行われており、このTロンジ材の場合は、溶接Tロンジ材のような溶接組立がないため、上述したような溶接部の塗装による問題は生じない。
また、特許文献2,3には、熱間圧延して得られたT形鋼(以下、「圧延T形鋼」という場合がある)そのものをTロンジ材として使用することが示されている。しかし、これらの文献はTロンジ材用の圧延T形鋼の形状や製造方法を開示しているだけであり、強度・靭性に優れた圧延T形鋼が得られるとは限らない。
Pcm=C+(Si/30)+(Mn/20)+(Cu/20)+(Ni/60)+(Cr/20)+(Mo/15)+(V/10)+5B …(1)
しかしながら、Pcmは溶接低温割れの対策の判断に用いられる指標であり、Pcmが0.23mass%以下であっても、必ずしも強度や靭性などの機械的性質が良好なT形鋼が得られるとは限らない。
また、本発明の他の目的は、そのような熱間圧延T形鋼を安定的に製造することができる製造方法を提供することにある。
[1]C:0.03〜0.20mass%、Si:0.05〜0.50mass%、Mn:0.1〜2.0mass%、P:0.020mass%以下、S:0.01mass%以下、Al:0.005〜0.07mass%、N:0.001〜0.008mass%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、且つフェライトとベイナイトの合計の面積分率が90%以上の金属組織を有し、降伏応力YPが355MPa以上、−40℃でのシャルピー吸収エネルギーが34J以上であることを特徴とする熱間圧延T形鋼。
[2]上記[1]の熱間圧延T形鋼において、さらに、Cr:0.20mass%未満、Cu:0.5mass%以下、Ni:0.25mass%以下、Mo:0.5mass%以下、Co:1.0mass%以下の中から選ばれる1種または2種以上を含有することを特徴とする熱間圧延T形鋼。
[4]上記[1]〜[3]のいずれかの熱間圧延T形鋼において、さらに、B:0.003mass%以下を含有することを特徴とする熱間圧延T形鋼。
[5]上記[1]〜[4]のいずれかの熱間圧延T形鋼において、さらに、Ca:0.01mass%以下、REM:0.015mass%以下、Y:0.1mass%以下の中から選ばれる1種または2種以上を含有することを特徴とする熱間圧延T形鋼。
鋼素材を1100〜1350℃に加熱して熱間圧延を行い、該熱間圧延では、圧延仕上温度を700℃以上、最終圧延直後のフランジ相当部分とウェブ相当部分との温度差を50℃以内とし、熱間圧延終了後、直ちに、1.0℃/sec以上の平均冷却速度で650℃〜500℃の温度域まで加速冷却することを特徴とする熱間圧延T形鋼の製造方法。
また、本発明の製造方法によれば、そのような熱間圧延T形鋼を安定的に製造することができる。
・C:0.03〜0.20mass%
Cは、鋼の強度を高めるのに有効な元素であり、本発明では所望の強度を得るために0.03mass%以上含有させる必要がある。一方、0.20mass%を超える添加は、溶接熱影響部(HAZ)の靭性を低下させる。このためC含有量は0.03〜0.20mass%とする。なお、後述する加工フェライトによって強度と靭性を両立させる観点からは、C含有量は0.05〜0.17mass%が好ましい。
・Si:0.05〜0.50mass%
Siは、脱酸剤として、また、鋼の強度を高めるために添加される元素であり、本発明では0.05mass%以上添加する。しかし、0.50mass%を超える添加は、鋼の靭性を低下させるので、Si含有量の上限は0.50mass%とする。
Mnは、熱間脆性を防止し、鋼の強度を高める効果がある元素であり、0.1mass%以上添加する。しかし、2.0mass%を超える添加は、鋼の靱性および溶接性を低下させるため、Mn含有量の上限は2.0mass%とする。好ましいMn含有量は0.5〜1.6mass%である。
・P:0.020mass%以下
Pは、鋼の母材靭性、溶接性および溶接部靭性を低下させる有害な元素であり、できるかぎり低減するのが好ましい。特に、P含有量が0.020mass%を超えると、母材靭性および溶接部靭性の低下が大きくなる。よって、P含有量は0.020mass%以下とする。好ましいP含有量は0.014mass%以下である。
Sは、鋼の靭性および溶接性を低下させる有害な元素であるので、できるかぎり低減することが好ましく、本発明では0.01mass%以下とする。
・Al:0.005〜0.07mass%
Alは、脱酸剤として添加される元素であり、0.005mass%以上添加する必要がある。しかし、0.07mass%を超えて添加すると、粗大な酸化物系介在物が鋼中に存在するようになるため、靭性が却って低下するので、Al含有量の上限は0.07mass%とする。
・N:0.001〜0.008mass%
Nは、鋼の靭性に対して有害な成分である。したがって、靭性の向上を図るためには、Nはできるだけ低減することが望ましく、0.008mass%以下とする。しかし、工業的には、Nを0.001mass%未満に低減するのは難しい。よって、N含有量は0.001〜0.008mass%とする。
・A群;Cr:0.20mass%未満、Cu:0.5mass%以下、Ni:0.25mass%以下、Mo:0.5mass%以下、Co:1.0mass%以下の中から選ばれる1種または2種以上
Crは、鋼の強度を高めるのに有効な元素であり、必要に応じて添加することができる。しかし、0.20mass%以上添加すると、溶接部靭性を低下させるので、Crを添加する場合には、上記値を上限として添加する。一方、上記の効果を得るためには、0.01mass%以上添加することが好ましい。より好ましいCr含有量は0.02〜0.15mass%である。
Cu、Ni、MoおよびCoは、いずれも鋼の強度を高める元素であり、必要とする強度に応じて選択して添加することができる。しかし、Cu、Moは0.5mass%、Niは0.25mass%、Coは1.0mass%をそれぞれ超えて添加すると、却って靭性が低下するため、Cu、Ni、Mo、Coを添加する場合には、上記値を上限として添加する。一方、上記のような効果を得るためには、Cu、Niは0.005mass%以上、Mo、Coは0.01mass%以上添加することが好ましい。
W、Nb、Ti、ZrおよびVは、いずれも鋼の強度を高める元素であり、必要とする強度に応じて選択して添加することができる。しかし、Wは0.5mass%、Nb、Ti、Zrは0.1mass%、Vは0.2mass%をそれぞれ超えて添加すると、却って靭性が低下するため、W、Nb、Ti、Zr、Vを添加する場合には、上記値を上限として添加する。一方、上記のような効果を得るためには、W、Nb、Ti、Zrは、それぞれ0.001mass%以上、Vは0.002mass%以上添加することが好ましい。
Bは、鋼の強度を高める元素であり、必要に応じて添加することができる。しかし、0.003mass%を超えて添加すると、靭性が却って低下するので、Bを添加する場合には、上記値を上限として添加する。一方、上記のような効果を得るためには、0.0002mass%以上添加するのが好ましい。
・D群;Ca:0.01mass%以下、REM:0.015mass%以下、Y:0.1mass%以下の中から選ばれる1種または2種以上
Ca、REMおよびYは、いずれも溶接熱影響部の靭性向上に効果のある元素であり、必要に応じて選択して添加することができる。しかし、Ca:0.01mass%、REM:0.015mass%、Y:0.1mass%をそれぞれ超えて添加すると、却って靭性の低下を招くので、Ca、REM、Yを添加する場合には、上記値を上限として添加する。一方、上記のような効果を得るためには、Caは0.0002mass%以上、REMは0.0002mass%以上、Yは0.0001mass%以上添加するのが好ましい。
本発明の熱間圧延T形鋼の上記以外の成分は、Feおよび不可避的不純物である。但し、本発明の効果を阻害しない範囲内であれば、上記以外の成分を含有することを妨げない。
本発明の熱間圧延T形鋼の金属組織は、実質的にフェライトとベイナイトとからなる2相組織である。
船体構造用の熱間圧延T形鋼の場合は、ウェブとフランジの厚さが異なるために、必然的に圧延時や冷却時に温度の不均一が発生する。特に、制御冷却(加速冷却)を適用した強度調整は、残留応力が不均一となり、冷却床にてねじれや曲がり、反りを誘発し、寸法精度の低下を招く。これを、圧延後の冷間矯正工程で所望の寸法精度に冷間矯正するが、ねじれや曲がり、反りの大きなT形鋼の場合には、矯正量が大きくなり、ウェブの靭性の低下を招くとともに、矯正負荷が増大するため、生産性を低下させる。
また、ベイナイトの面積分率は、10%未満では高強度化の寄与が小さく、逆に70%を超えると延性が低下することから、10〜70%の範囲とすることが好ましい。
本発明の熱間圧延T形鋼は、船舶用のロンジ材として低温環境で使用される場合などの脆性破壊防止のために、−40℃でのシャルピー吸収エネルギーを34J以上とする。
本発明の熱間圧延T形鋼は、船体構造用として、なかでもTロンジ材として最適なものであるが、橋梁、建築等の分野において構造材等として使用することもできる。
上述した成分組成を有する鋼を常法に従い溶製し、鋳造することでスラブやブルームなどの鋼素材を得る。この鋼素材を加熱炉で加熱した後、熱間圧延してT形鋼とするが、この際の鋼素材の加熱温度は1100〜1350℃とする。加熱温度が1100℃未満では変形抵抗が大きく、熱間圧延が難しくなる。一方、1350℃を超える加熱は、表面痕の発生原因となったり、スケールロスや燃料原単位が増加したりするので好ましくない。より好ましい加熱温度は1150〜1300℃である。
また、加速冷却条件としては、上記のように5℃/sec以上の平均冷却速度で650℃〜550℃の温度域まで加速冷却を行うことが、特に好ましい。
また、加速冷却開始温度については、特に規定しないが、加速冷却開始温度が680℃未満では、フェライト変態の抑制により、強度や靱性の低下を生じるので、680℃以上の温度が好ましい。
なお、本発明において、圧延時や冷却時の材料温度、冷却速度の求め方は、後述する実施例に記載のとおりである。
本実施例において、圧延時のフランジ相当部分とウェブ相当部分の材料温度は、それぞれ幅1/4部分を放射温度計にて測定した表面温度である。また、熱間圧延後の冷却開始温度、冷却停止温度、冷却速度については、フランジ1/4t部の温度である。
母材の衝撃特性(靱性)については、フランジからJIS−Z−2242に記載の2mmVノッチシャルピー衝撃試験片を採取し、−40℃でのシャルピー衝撃試験における吸収エネルギーを測定した。また、冷間矯正後の母材の衝撃特性(靱性)については、矯正効果の高いウェブ部からJIS−Z−2242に記載の2mmVノッチシャルピー衝撃試験片を採取し、−40℃でのシャルピー衝撃試験における吸収エネルギーを測定した。
表3に、上記のようにして測定した引張特性、衝撃特性および金属組織を示す。これによれば、No.1〜13の本発明例は、良好な引張特性、衝撃特性を有し、冷間矯正後でも高靭性を有している。
これに対して、本発明の成分組成を満たさないNo.14は強度が低い。また、No.15の比較例は靭性が低い。また、No.16〜No.20のように成分組成が本発明の範囲内であっても、金属組織が本発明条件を満足せず、或いは製造条件が本発明条件を満足しない場合には、良好な引張特性や衝撃特性が得られない。
Claims (6)
- C:0.03〜0.20mass%、Si:0.05〜0.50mass%、Mn:0.1〜2.0mass%、P:0.020mass%以下、S:0.01mass%以下、Al:0.005〜0.07mass%、N:0.001〜0.008mass%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、且つフェライトとベイナイトの合計の面積分率が90%以上の金属組織を有し、降伏応力YPが355MPa以上、−40℃でのシャルピー吸収エネルギーが34J以上であることを特徴とする熱間圧延T形鋼。
- さらに、Cr:0.20mass%未満、Cu:0.5mass%以下、Ni:0.25mass%以下、Mo:0.5mass%以下、Co:1.0mass%以下の中から選ばれる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に記載の熱間圧延T形鋼。
- さらに、W:0.5mass%以下、Nb:0.1mass%以下、Ti:0.1mass%以下、Zr:0.1mass%以下、V:0.2mass%以下の中から選ばれる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または2に記載の熱間圧延T形鋼。
- さらに、B:0.003mass%以下を含有することを特徴とする請求項1〜3のいずれかに記載の熱間圧延T形鋼。
- さらに、Ca:0.01mass%以下、REM:0.015mass%以下、Y:0.1mass%以下の中から選ばれる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1〜4のいずれかに記載の熱間圧延T形鋼。
- 請求項1〜5のいずれかに記載の成分組成を有する鋼素材を熱間圧延してT形鋼を製造する方法であって、
鋼素材を1100〜1350℃に加熱して熱間圧延を行い、該熱間圧延では、圧延仕上温度を700℃以上、最終圧延直後のフランジ相当部分とウェブ相当部分との温度差を50℃以内とし、熱間圧延終了後、直ちに、1.0℃/sec以上の平均冷却速度で650℃〜500℃の温度域まで加速冷却することを特徴とする熱間圧延T形鋼の製造方法。
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