JP4362219B2 - 高温強度に優れた鋼およびその製造方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、例えば、火災など異常時において高温にさらされてもなお十分耐力(強度)を維持し得る鋼およびその製造方法に関するもので、鉄鋼業においては厚板、形鋼、ホットストリップミルなどに適用できる。なお、用途としては、建築分野のみならず、土木、海洋構造物、造船、各種の貯槽タンクなどの一般的な構造用鋼として広範な用途に適用できる。
【０００２】
【従来の技術】
高温強度の保証を目的とした建築用途でのいわゆる耐火鋼は、特開平２−７７５２３号公報他多くの公開公報で、含Ｍｏ鋼の製造方法が開示されている。しかし、Ｍｏは鋼の焼入性を顕著に高めるとともに、Ｃとの相互作用が極めて強いために、材質変化が製造条件の変動に敏感で、常温での強度−靭性バランスやそのばらつき、常温強度と高温強度のバランスを考慮した場合、高温強度上は有効であるが、必ずしも使いやすい元素とは言えない。また、高温強度を維持する程度の比較的多いＭｏの添加は、溶接性の顕著な劣化に加え、母材および溶接部の靭性も著しく劣化させるという問題があった。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上述した従来技術の問題点を解決すべく、優れた高温強度とともに、靭性や溶接性にも優れる鋼を得るため、Ｃｕの固溶・析出を利用することで、Ｍｏは必要に応じて少量添加する程度に止め、さらに製造方法を限定することで、上述した複合特性を有する鋼、および該鋼を工業的に安定して供給可能な方法を提供するものである。
【０００４】
【課題を解決するための手段】
本発明の最大のポイントは、Ｃｕを比較的多く添加し、６００℃での時効析出処理を行った場合降伏強さが３０Ｎ／ｍｍ2以上増加する程度に、Ｃｕが常温で固溶状態で存在させること、あるいはさらにそのような状態を得るよう製造条件を限定することである。
【０００５】
これはすなわち、６００℃に加熱されることで、常温では固溶状態にあったＣｕが析出し、析出強化として高温強度を発現させることを意味している。この結果、常温強度と高温強度をバランス良く向上することができる。
【０００６】
そのために鋼成分をはじめ製造方法を本発明の通り限定したものであるが、その要旨は以下に示す通りである。
【０００７】
（１） 鋼成分が質量％で、
Ｃ：０．０２８％以下、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：０．５１〜１．６％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｃｕ：０．６〜２．０％、
Ｎｉ：Ｃｕ添加量の１／２〜１．０％、
Ａｌ：０．０１８〜０．０６％、
Ｎ：０．００６％以下、
かつ、
Ｎｂ：０．００５〜０．１％、
Ｖ：０．０１〜０．２％、
Ｔｉ：０．００５〜０．１％
の範囲で少なくとも１種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、６００℃での時効析出処理を行った場合降伏強さが３０Ｎ／ｍｍ2以上増加することを特徴とする高温強度に優れた鋼。
【０００８】
（２） 上記鋼成分に加え、質量％で、
Ｂ：０．０００２〜０．００３％、
Ｍｇ：０．０００２〜０．００５％
の範囲で１種または２種を含有することを特徴とする上記（１）に記載の高温強度に優れた鋼。
【０００９】
（３） 質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．００４％、
を含有することを特徴とする上記（１）または（２）に記載の高温強度に優れた鋼。
【００１０】
（４） 上記（１）〜（３）のいずれか１項に記載の鋼成分からなる鋼片または鋳片を１０００〜１２５０℃の温度範囲に再加熱後、１０００℃以下での累積圧下量を３０％以上として７５０℃以上の温度で圧延を終了し、その後７００℃以上の温度から強制冷却で４００℃以下の任意の温度まで加速冷却することを特徴とする、６００℃での時効析出処理を行った場合降伏強さが３０Ｎ／ｍｍ2以上増加する高温強度に優れた鋼の製造方法。
【００１１】
（５） 上記（１）〜（３）のいずれか１項に記載の鋼成分からなる鋼片または鋳片を熱間圧延後、Ａｃ3以上９５０℃以下の温度に再加熱後、強制冷却で加速冷却することを特徴とする、６００℃での時効析出処理を行った場合降伏強さが３０Ｎ／ｍｍ2以上増加する高温強度に優れた鋼の製造方法。
【００１２】
【発明の実施の形態】
以下に、本発明を詳細に説明する。
【００１３】
本発明が、請求項の通りに鋼組成および製造方法を限定した理由について説明する。
【００１４】
Ｃは、鋼の焼入性を最も顕著に増大させるため、多く添加することは好ましくない。特に本発明においては、Ｃｕを６００℃での時効析出処理を行えば降伏強さが３０Ｎ／ｍｍ2以上増加する程度に固溶状態で存在させることが最大のポイントとなっているため、後述するように、圧延後、Ｃｕが全量析出してしまわないよう放冷相当を超える冷速で加速冷却する必要がある。この際、必要以上に焼きが入らないようＣ量は低いレベルに抑える必要があり、許容できるＣ量の上限は０．０３％である。Ｃ量の下限は特性上の理由からは制約されるものではなく特に限定しないが、製鋼能力やコストなどにより自ずと制限されるものである。
【００１５】
Ｓｉは、脱酸上鋼に含まれる元素であるが、多く添加すると溶接性、ＨＡＺ靭性が劣化するため、上限を０．６％に限定した。鋼の脱酸はＴｉ、Ａｌのみでも十分可能であり、ＨＡＺ靭性、焼入性などの観点から低いほど好ましく、必ずしも添加する必要はない。
【００１６】
Ｍｎは、母材の強度、靭性を確保する上で不可欠な元素である。置換型の固溶強化元素であるＭｎは、特に６００℃超の高温強度にはあまり大きな改善効果はないが、常温強度確保の観点から０．５１％以上の添加を必須とする。上限については、多すぎる添加は連続鋳造スラブの中心偏析を助長したり、溶接性を劣化させるため１．６％に限定する。
【００１７】
Ｐは、本発明鋼においては不純物であり、Ｐ量の低減はＨＡＺにおける粒界破壊を減少させる傾向があるため、少ないほど好ましい。含有量が多いと母材、溶接部の低温靭性を劣化させるため上限を０．０２％とした。
【００１８】
Ｓは、Ｐと同様本発明鋼においては不純物であり、母材の低温靭性の観点からは少ないほど好ましい。含有量が多いと母材、溶接部の低温靭性を劣化させるため上限を０．０１％とした。
【００１９】
Ｃｕは、本発明においては不可欠の元素で、「Ｃｕを６００℃での時効析出処理を行った場合降伏強さが３０Ｎ／ｍｍ2以上増加する程度に固溶状態で存在させること」のため、０．６％以上の添加が必須である。上限については、本来、目的とする常温および高温強度によって変えるべき性質のものであるが、本発明が意図する「Ｃｕを６００℃での時効析出処理を行った場合降伏強さが３０Ｎ／ｍｍ2以上増加する程度に固溶状態で存在させること」を達する上での制約はなく、むしろ溶接性、さらには熱間圧延時のＣｕ−クラックの観点から２．０％に限定した。
【００２０】
なお、「Ｃｕを６００℃での時効析出処理を行えば降伏強さが３０Ｎ／ｍｍ2以上増加すること」を本発明の特徴とするが、常温状態におけるＣｕが固溶か析出かを判定するのは必ずしも容易ではなく、「６００℃での時効析出処理を行った場合降伏強さが３０Ｎ／ｍｍ2以上増加すること」をその判定基準とする。
【００２１】
Ｎｉは、比較的多いＣｕ添加必須とする本発明においては必須元素である。なぜならば、熱間圧延時のＣｕ−クラックを防止するためであり、そのためにＣｕ添加量の１／２以上とする必要がある。Ｎｉは、過剰に添加しなければ、溶接性、ＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼすことなく母材の強度、靭性を向上させるが、過剰な添加は高価なだけでなく、溶接性にも好ましくないため、上限を１．０％とした。
【００２２】
なお、これら、Ｃｕ、Ｎｉの比較的多い添加は、耐候性にも有利に作用する。
【００２３】
Ａｌは、一般に脱酸上鋼に含まれる元素であるが、本発明鋼においては、その下限は０．０１８％とした。しかし、Ａｌ量が多くなると鋼の清浄度が悪くなるだけでなく、溶接金属の靭性が劣化するので、上限を０．０６％とした。
【００２４】
Ｎは、不可避的不純物として鋼中に含まれるものであるが、後述するＴｉ、Ｎｂ、Ｖを少なくとも１種以上添加する本発明鋼においては、ＴｉＮを形成して鋼の性質を高めたり、Ｎｂ、Ｖと結合して炭窒化物を形成して強度を増加させる。この目的のためには、Ｎ量として最低０．００１％含有することが望ましい。しかしながら、Ｎ量の増加はＨＡＺ靭性、溶接性に極めて有害であり、本発明鋼においてはその上限は０．００６％である。
【００２５】
本発明の優れた特徴を損なうことなく、溶接構造用鋼として基本特性をさらに向上させるため、上述した元素に加え、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉのうち少なくとも１種以上の添加を必須とする。
【００２６】
Ｎｂは、まず、一般的な効果として、オーステナイトの再結晶温度を上昇させ、熱間圧延時の制御圧延の効果を最大限に発揮する上で有用な元素で、最低０．００５％の添加が必要である。また、圧延に先立つ再加熱や圧延後の熱処理時の加熱オーステナイトの細粒化にも寄与する。さらに、析出硬化として強度向上効果を有し、高温強度向上にも寄与する。しかし、過剰な添加は、溶接部の靭性劣化を招くため上限を０．１％とした。
【００２７】
Ｖは、Ｎｂとほぼ同様の作用を有するものであるが、Ｎｂに比べてその効果は小さい。また、Ｖは焼入性にも影響を及ぼし、高温強度向上にも寄与する。Ｎｂと同様の効果は０．０１％未満では効果が少なく、上限は０．２％まで許容できる。
【００２８】
Ｔｉは、母材および溶接部靭性に対する要求が厳しい場合には、添加することが好ましい。なぜならばＴｉは、Ａｌ量が少ないとき（例えば０．００３％以下）、Ｏと結合してＴｉ2Ｏ3を主成分とする析出物を形成、粒内変態フェライト生成の核となり溶接部靭性を向上させる。また、ＴｉはＮと結合してＴｉＮとしてスラブ中に微細析出し、加熱時のγ粒の粗大化を抑え圧延組織の細粒化に有効であり、また鋼板中に存在する微細ＴｉＮは、溶接時に溶接熱影響部組織を細粒化するためである。これらの効果を得るためには、Ｔｉは最低０．００５％必要である。しかし多すぎるとＴｉＣを多量に形成し、低温靭性や溶接性を劣化させるので、その上限は０．１％である。
【００２９】
次に、必要に応じて含有することができるＢ、Ｍｇの添加理由について説明する。
【００３０】
基本となる成分に、さらにこれらの元素を添加する主たる目的は、本発明鋼の優れた特徴を損なうことなく、強度、靭性などの特性を向上させるためである。したがって、その添加量は自ずと制限されるべき性質のものである。
【００３３】
Ｂは、オーステナイト粒界に偏析し、フェライトの生成を抑制することを介して、焼入性を向上させ、強度向上に寄与する。この効果を享受するため、最低０．０００２％以上必要である。しかし、多すぎる添加は焼入性向上効果が飽和するだけでなく、靭性上有害となるＢ析出物を形成する可能性もあるため、上限を０．００３％とした。なお、タンク用鋼などとして、応力腐食割れが懸念されるケースでは、母材および溶接熱影響部の硬さの低減がポイントとなることが多く（例えば、硫化物応力腐食割れ（ＳＣＣ）防止のためにはＨＲＣ≦２２（ＨＶ≦２４８）が必須とされる）、そのようなケースでは焼入性を増大させるＢ添加は好ましくない。
【００３４】
Ｍｇは、溶接熱影響部においてオーステナイト粒の成長を抑制し、細粒化する作用があり、溶接部の強靭化が図れる。このような効果を享受するためには、Ｍｇは０．０００２％以上必要である。一方、添加量が増えると添加量に対する効果代が小さくなるため、コスト上得策ではないので上限は０．００５％とした。
【００３５】
さらに、Ｃａは、ＭｎＳの形態を制御し、母材の低温靭性を向上させるほか、湿潤硫化水素環境下での水素誘起割れ（ＨＩＣ、ＳＳＣ、ＳＯＨＩＣ）感受性を低減させる。これらの効果を発揮するためには、最低０．０００５％必要である。しかし、多すぎる添加は、鋼の清浄度を逆に高め、母材靭性や湿潤硫化水素環境下での水素誘起割れ（ＨＩＣ、ＳＳＣ、ＳＯＨＩＣ）感受性を高めるため、添加量の上限は０．００４％に限定した。
【００３６】
次に、本発明の請求項４および５に規定する製造条件およびその限定理由について説明する。
【００３７】
まず、本発明の請求項４にかかる圧延に先立つ加熱温度を１０００〜１２５０℃に限定した理由は、加熱時のオーステナイト粒を小さく保ち、圧延組織の微細化を図るためである。１２５０℃は加熱時のオーステナイトが極端に粗大化しない上限温度であり、加熱温度がこれを超えるとオーステナイト粒が粗大混粒化し、変態後の組織も粗大化するため鋼の靭性が著しく劣化する。一方、加熱温度が低すぎると、後述する圧延終了温度（７５０℃以上）の確保が困難となるばかりでなく、Ｎｂを添加した場合、オーステナイトの再結晶温度を上昇させ、熱間圧延時の制御圧延の効果を最大限に発揮させたり、析出効果を発現させるためのＮｂの液体化の観点から下限を１０００℃に限定した。なお、Ｎｂを添加しない場合は、その溶体化を考慮する必要がないため、加熱オーステナイトを必要以上に粗大化させない観点から１１５０℃以下の温度で加熱することが好ましい。
【００３８】
前記温度範囲に再加熱した鋳片または鋼片を、圧延では１０００℃以下での累積圧下量を３０％以上として７５０℃以上で熱間圧延を終了する必要がある。１０００℃以下での累積圧下量が少ない場合、圧延オーステナイトの細粒化が不十分となり、靭性確保が困難なためである。また、圧延終了温度が７５０℃を下回ると、Ｃ量が比較的低い本発明鋼においては、変態が一部開始する可能性が高まり、最終組織に加工（圧延）組織を残す恐れがあり、靭性上好ましくないばかりでなく、降伏比の上昇を招き、建築用途などとして低降伏比が求められた場合、製造が困難となるため、圧延終了温度は７５０℃以上に限定する。
【００３９】
圧延後は、７００℃以上の温度から強制冷却、つまり放冷以外の冷却速度で４００℃以下の任意の温度まで加速冷却する。これらはいずれも「Ｃｕを６００℃での時効析出処理を行った場合降伏強さが３０Ｎ／ｍｍ2以上増加する程度に固溶状態で存在させること」のためである。いずれか１つでも上記限定条件を逸脱すると、「Ｃｕを６００℃での時効析出処理を行った場合降伏強さが３０Ｎ／ｍｍ2以上増加する程度に固溶状態で存在させること」が困難となる。
【００４０】
なお、加速冷却時の冷速は、鋼成分や意図する材質（強度、靭性）レベルによっても変わるため一概には言えないが、板厚１／４厚位置の加速冷却開始温度から停止温度までの平均冷速で、少なくとも３℃／秒以上とすることが望ましい。
【００４１】
次に、本発明の請求項５にかかる製造方法について説明する。
【００４２】
本発明が限定する成分を有する鋼を熱間圧延後、本発明が限定する熱処理を行っても、本発明鋼材の優れた特性を損なうものではない。むしろ、鋼材の組織や結果として材質が均質化するため、目的によっては好ましい場合もある。ただし、この場合でも、組織の微細化が鋼材の強度、靭性を同時に向上させるポイントの１つであるため、熱処理時の再加熱温度はＡｃ3以上９５０℃以下の温度とする必要がある。下限はＣｕの再固溶と組織の均質化のため、また上限は、再加熱時のオーステナイト粒径を必要以上に大きくしないためである。冷却は、請求項４にかかる圧延後の加速冷却と同様「Ｃｕを６００℃での時効析出処理を行った場合降伏強さが３０Ｎ／ｍｍ2以上増加する程度に固溶状態で存在させること」のため、放冷相当を超える冷速で加速冷却する必要がある。この加速冷却は、４００℃以下まで行えば良いことは、請求項４にかかる説明で述べた通りである。なお、本熱処理を行う場合、圧延後の鋼材は加速冷却を行う必要はなく、圧延後放冷された鋼材であってもよい。
【００４３】
【実施例】
転炉−連続鋳造−厚板工程で種々の鋼成分の鋼板（厚さ２０〜１００ｍ）を製造し、その機械的性質を調査した。
【００４４】
表１に比較鋼とともに本発明鋼の鋼成分を、表２に鋼板の製造条件および諸特性の調査結果を示す。なお、表２中、熱処理を行ったものは所定の温度への再加熱後、４００℃以下まで加速冷却を行っているのは言うまでもない。
【００４５】
本発明法に則った成分、組織および製造方法による鋼板（本発明鋼）は、すべて良好な特性を有する。これに対し、本発明の限定範囲を逸脱する比較鋼は、靭性が劣っていたり、特に本発明が規定するＣｕの固溶程度を表すところの６００℃での時効析出後の降伏強さの上昇代が少なく、結果として６００℃での高温強度（ＹＳ）が明らかに劣っている。
【００４６】
すなわち、比較例２１では、Ｃ量が高いため焼入性が高くなり加速冷却後の強度が高く、Ｃｕ量は適正であるが６００℃での時効析出後の降伏強さは焼入組織の焼戻し効果が優ってむしろ低下し、常温ＹＳに対する６００℃ＹＳの比が低い。比較例２２は、Ｃｕ添加量が少ないのに加え、１０００℃以下の累積圧下量が少なく、加速冷却停止温度も高いため、靭性に劣るとともに、６００℃での時効析出後の降伏強さの上昇代が少なく、結果として６００℃での高温強度（ＹＳ）が劣る。比較例２３は、圧延後に加速冷却されておらず、放冷中にＣｕの析出が進み、６００℃での時効析出後の降伏強さが上昇代が少なく、結果として６００℃での高温強度（ＹＳ）が劣る。また、Ｃｕ添加量に対してＮｉ添加量が低いため、熱間圧延時にクラックが生じ、製造が困難となった。比較例２４では、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉのいずれもが添加されておらず、また製造条件の上でも、圧延終了温度が低く加速冷却開始温度も低いため、フェライトが加工を受け靭性に劣り、加速冷却開始までの間にＣｕ析出も促進されて６００℃での時効析出後の降伏強さの上昇代が少なく、結果として６００℃での高温強度（ＹＳ）が劣る。
【００４７】
【表１】
【００４８】
【表２】
【００４９】
【発明の効果】
本発明により、Ｍｏを多く添加することなく高温強度に優れた鋼の提供が可能となった。その結果、溶接性や靭性を損なうことなく、溶接構造用鋼としての各種用途向けに優れた高温強度を有する鋼材が大量かつ安価に供給できるようになった。このような鋼材を用いることにより、火災時などの高温での強度を維持でき、各種の溶接鋼構造物の安全性を一段と向上させることが可能となった。
【発明の属する技術分野】
本発明は、例えば、火災など異常時において高温にさらされてもなお十分耐力(強度)を維持し得る鋼およびその製造方法に関するもので、鉄鋼業においては厚板、形鋼、ホットストリップミルなどに適用できる。なお、用途としては、建築分野のみならず、土木、海洋構造物、造船、各種の貯槽タンクなどの一般的な構造用鋼として広範な用途に適用できる。
【０００２】
【従来の技術】
高温強度の保証を目的とした建築用途でのいわゆる耐火鋼は、特開平２−７７５２３号公報他多くの公開公報で、含Ｍｏ鋼の製造方法が開示されている。しかし、Ｍｏは鋼の焼入性を顕著に高めるとともに、Ｃとの相互作用が極めて強いために、材質変化が製造条件の変動に敏感で、常温での強度−靭性バランスやそのばらつき、常温強度と高温強度のバランスを考慮した場合、高温強度上は有効であるが、必ずしも使いやすい元素とは言えない。また、高温強度を維持する程度の比較的多いＭｏの添加は、溶接性の顕著な劣化に加え、母材および溶接部の靭性も著しく劣化させるという問題があった。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上述した従来技術の問題点を解決すべく、優れた高温強度とともに、靭性や溶接性にも優れる鋼を得るため、Ｃｕの固溶・析出を利用することで、Ｍｏは必要に応じて少量添加する程度に止め、さらに製造方法を限定することで、上述した複合特性を有する鋼、および該鋼を工業的に安定して供給可能な方法を提供するものである。
【０００４】
【課題を解決するための手段】
本発明の最大のポイントは、Ｃｕを比較的多く添加し、６００℃での時効析出処理を行った場合降伏強さが３０Ｎ／ｍｍ2以上増加する程度に、Ｃｕが常温で固溶状態で存在させること、あるいはさらにそのような状態を得るよう製造条件を限定することである。
【０００５】
これはすなわち、６００℃に加熱されることで、常温では固溶状態にあったＣｕが析出し、析出強化として高温強度を発現させることを意味している。この結果、常温強度と高温強度をバランス良く向上することができる。
【０００６】
そのために鋼成分をはじめ製造方法を本発明の通り限定したものであるが、その要旨は以下に示す通りである。
【０００７】
（１） 鋼成分が質量％で、
Ｃ：０．０２８％以下、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：０．５１〜１．６％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｃｕ：０．６〜２．０％、
Ｎｉ：Ｃｕ添加量の１／２〜１．０％、
Ａｌ：０．０１８〜０．０６％、
Ｎ：０．００６％以下、
かつ、
Ｎｂ：０．００５〜０．１％、
Ｖ：０．０１〜０．２％、
Ｔｉ：０．００５〜０．１％
の範囲で少なくとも１種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、６００℃での時効析出処理を行った場合降伏強さが３０Ｎ／ｍｍ2以上増加することを特徴とする高温強度に優れた鋼。
【０００８】
（２） 上記鋼成分に加え、質量％で、
Ｂ：０．０００２〜０．００３％、
Ｍｇ：０．０００２〜０．００５％
の範囲で１種または２種を含有することを特徴とする上記（１）に記載の高温強度に優れた鋼。
【０００９】
（３） 質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．００４％、
を含有することを特徴とする上記（１）または（２）に記載の高温強度に優れた鋼。
【００１０】
（４） 上記（１）〜（３）のいずれか１項に記載の鋼成分からなる鋼片または鋳片を１０００〜１２５０℃の温度範囲に再加熱後、１０００℃以下での累積圧下量を３０％以上として７５０℃以上の温度で圧延を終了し、その後７００℃以上の温度から強制冷却で４００℃以下の任意の温度まで加速冷却することを特徴とする、６００℃での時効析出処理を行った場合降伏強さが３０Ｎ／ｍｍ2以上増加する高温強度に優れた鋼の製造方法。
【００１１】
（５） 上記（１）〜（３）のいずれか１項に記載の鋼成分からなる鋼片または鋳片を熱間圧延後、Ａｃ3以上９５０℃以下の温度に再加熱後、強制冷却で加速冷却することを特徴とする、６００℃での時効析出処理を行った場合降伏強さが３０Ｎ／ｍｍ2以上増加する高温強度に優れた鋼の製造方法。
【００１２】
【発明の実施の形態】
以下に、本発明を詳細に説明する。
【００１３】
本発明が、請求項の通りに鋼組成および製造方法を限定した理由について説明する。
【００１４】
Ｃは、鋼の焼入性を最も顕著に増大させるため、多く添加することは好ましくない。特に本発明においては、Ｃｕを６００℃での時効析出処理を行えば降伏強さが３０Ｎ／ｍｍ2以上増加する程度に固溶状態で存在させることが最大のポイントとなっているため、後述するように、圧延後、Ｃｕが全量析出してしまわないよう放冷相当を超える冷速で加速冷却する必要がある。この際、必要以上に焼きが入らないようＣ量は低いレベルに抑える必要があり、許容できるＣ量の上限は０．０３％である。Ｃ量の下限は特性上の理由からは制約されるものではなく特に限定しないが、製鋼能力やコストなどにより自ずと制限されるものである。
【００１５】
Ｓｉは、脱酸上鋼に含まれる元素であるが、多く添加すると溶接性、ＨＡＺ靭性が劣化するため、上限を０．６％に限定した。鋼の脱酸はＴｉ、Ａｌのみでも十分可能であり、ＨＡＺ靭性、焼入性などの観点から低いほど好ましく、必ずしも添加する必要はない。
【００１６】
Ｍｎは、母材の強度、靭性を確保する上で不可欠な元素である。置換型の固溶強化元素であるＭｎは、特に６００℃超の高温強度にはあまり大きな改善効果はないが、常温強度確保の観点から０．５１％以上の添加を必須とする。上限については、多すぎる添加は連続鋳造スラブの中心偏析を助長したり、溶接性を劣化させるため１．６％に限定する。
【００１７】
Ｐは、本発明鋼においては不純物であり、Ｐ量の低減はＨＡＺにおける粒界破壊を減少させる傾向があるため、少ないほど好ましい。含有量が多いと母材、溶接部の低温靭性を劣化させるため上限を０．０２％とした。
【００１８】
Ｓは、Ｐと同様本発明鋼においては不純物であり、母材の低温靭性の観点からは少ないほど好ましい。含有量が多いと母材、溶接部の低温靭性を劣化させるため上限を０．０１％とした。
【００１９】
Ｃｕは、本発明においては不可欠の元素で、「Ｃｕを６００℃での時効析出処理を行った場合降伏強さが３０Ｎ／ｍｍ2以上増加する程度に固溶状態で存在させること」のため、０．６％以上の添加が必須である。上限については、本来、目的とする常温および高温強度によって変えるべき性質のものであるが、本発明が意図する「Ｃｕを６００℃での時効析出処理を行った場合降伏強さが３０Ｎ／ｍｍ2以上増加する程度に固溶状態で存在させること」を達する上での制約はなく、むしろ溶接性、さらには熱間圧延時のＣｕ−クラックの観点から２．０％に限定した。
【００２０】
なお、「Ｃｕを６００℃での時効析出処理を行えば降伏強さが３０Ｎ／ｍｍ2以上増加すること」を本発明の特徴とするが、常温状態におけるＣｕが固溶か析出かを判定するのは必ずしも容易ではなく、「６００℃での時効析出処理を行った場合降伏強さが３０Ｎ／ｍｍ2以上増加すること」をその判定基準とする。
【００２１】
Ｎｉは、比較的多いＣｕ添加必須とする本発明においては必須元素である。なぜならば、熱間圧延時のＣｕ−クラックを防止するためであり、そのためにＣｕ添加量の１／２以上とする必要がある。Ｎｉは、過剰に添加しなければ、溶接性、ＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼすことなく母材の強度、靭性を向上させるが、過剰な添加は高価なだけでなく、溶接性にも好ましくないため、上限を１．０％とした。
【００２２】
なお、これら、Ｃｕ、Ｎｉの比較的多い添加は、耐候性にも有利に作用する。
【００２３】
Ａｌは、一般に脱酸上鋼に含まれる元素であるが、本発明鋼においては、その下限は０．０１８％とした。しかし、Ａｌ量が多くなると鋼の清浄度が悪くなるだけでなく、溶接金属の靭性が劣化するので、上限を０．０６％とした。
【００２４】
Ｎは、不可避的不純物として鋼中に含まれるものであるが、後述するＴｉ、Ｎｂ、Ｖを少なくとも１種以上添加する本発明鋼においては、ＴｉＮを形成して鋼の性質を高めたり、Ｎｂ、Ｖと結合して炭窒化物を形成して強度を増加させる。この目的のためには、Ｎ量として最低０．００１％含有することが望ましい。しかしながら、Ｎ量の増加はＨＡＺ靭性、溶接性に極めて有害であり、本発明鋼においてはその上限は０．００６％である。
【００２５】
本発明の優れた特徴を損なうことなく、溶接構造用鋼として基本特性をさらに向上させるため、上述した元素に加え、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉのうち少なくとも１種以上の添加を必須とする。
【００２６】
Ｎｂは、まず、一般的な効果として、オーステナイトの再結晶温度を上昇させ、熱間圧延時の制御圧延の効果を最大限に発揮する上で有用な元素で、最低０．００５％の添加が必要である。また、圧延に先立つ再加熱や圧延後の熱処理時の加熱オーステナイトの細粒化にも寄与する。さらに、析出硬化として強度向上効果を有し、高温強度向上にも寄与する。しかし、過剰な添加は、溶接部の靭性劣化を招くため上限を０．１％とした。
【００２７】
Ｖは、Ｎｂとほぼ同様の作用を有するものであるが、Ｎｂに比べてその効果は小さい。また、Ｖは焼入性にも影響を及ぼし、高温強度向上にも寄与する。Ｎｂと同様の効果は０．０１％未満では効果が少なく、上限は０．２％まで許容できる。
【００２８】
Ｔｉは、母材および溶接部靭性に対する要求が厳しい場合には、添加することが好ましい。なぜならばＴｉは、Ａｌ量が少ないとき（例えば０．００３％以下）、Ｏと結合してＴｉ2Ｏ3を主成分とする析出物を形成、粒内変態フェライト生成の核となり溶接部靭性を向上させる。また、ＴｉはＮと結合してＴｉＮとしてスラブ中に微細析出し、加熱時のγ粒の粗大化を抑え圧延組織の細粒化に有効であり、また鋼板中に存在する微細ＴｉＮは、溶接時に溶接熱影響部組織を細粒化するためである。これらの効果を得るためには、Ｔｉは最低０．００５％必要である。しかし多すぎるとＴｉＣを多量に形成し、低温靭性や溶接性を劣化させるので、その上限は０．１％である。
【００２９】
次に、必要に応じて含有することができるＢ、Ｍｇの添加理由について説明する。
【００３０】
基本となる成分に、さらにこれらの元素を添加する主たる目的は、本発明鋼の優れた特徴を損なうことなく、強度、靭性などの特性を向上させるためである。したがって、その添加量は自ずと制限されるべき性質のものである。
【００３３】
Ｂは、オーステナイト粒界に偏析し、フェライトの生成を抑制することを介して、焼入性を向上させ、強度向上に寄与する。この効果を享受するため、最低０．０００２％以上必要である。しかし、多すぎる添加は焼入性向上効果が飽和するだけでなく、靭性上有害となるＢ析出物を形成する可能性もあるため、上限を０．００３％とした。なお、タンク用鋼などとして、応力腐食割れが懸念されるケースでは、母材および溶接熱影響部の硬さの低減がポイントとなることが多く（例えば、硫化物応力腐食割れ（ＳＣＣ）防止のためにはＨＲＣ≦２２（ＨＶ≦２４８）が必須とされる）、そのようなケースでは焼入性を増大させるＢ添加は好ましくない。
【００３４】
Ｍｇは、溶接熱影響部においてオーステナイト粒の成長を抑制し、細粒化する作用があり、溶接部の強靭化が図れる。このような効果を享受するためには、Ｍｇは０．０００２％以上必要である。一方、添加量が増えると添加量に対する効果代が小さくなるため、コスト上得策ではないので上限は０．００５％とした。
【００３５】
さらに、Ｃａは、ＭｎＳの形態を制御し、母材の低温靭性を向上させるほか、湿潤硫化水素環境下での水素誘起割れ（ＨＩＣ、ＳＳＣ、ＳＯＨＩＣ）感受性を低減させる。これらの効果を発揮するためには、最低０．０００５％必要である。しかし、多すぎる添加は、鋼の清浄度を逆に高め、母材靭性や湿潤硫化水素環境下での水素誘起割れ（ＨＩＣ、ＳＳＣ、ＳＯＨＩＣ）感受性を高めるため、添加量の上限は０．００４％に限定した。
【００３６】
次に、本発明の請求項４および５に規定する製造条件およびその限定理由について説明する。
【００３７】
まず、本発明の請求項４にかかる圧延に先立つ加熱温度を１０００〜１２５０℃に限定した理由は、加熱時のオーステナイト粒を小さく保ち、圧延組織の微細化を図るためである。１２５０℃は加熱時のオーステナイトが極端に粗大化しない上限温度であり、加熱温度がこれを超えるとオーステナイト粒が粗大混粒化し、変態後の組織も粗大化するため鋼の靭性が著しく劣化する。一方、加熱温度が低すぎると、後述する圧延終了温度（７５０℃以上）の確保が困難となるばかりでなく、Ｎｂを添加した場合、オーステナイトの再結晶温度を上昇させ、熱間圧延時の制御圧延の効果を最大限に発揮させたり、析出効果を発現させるためのＮｂの液体化の観点から下限を１０００℃に限定した。なお、Ｎｂを添加しない場合は、その溶体化を考慮する必要がないため、加熱オーステナイトを必要以上に粗大化させない観点から１１５０℃以下の温度で加熱することが好ましい。
【００３８】
前記温度範囲に再加熱した鋳片または鋼片を、圧延では１０００℃以下での累積圧下量を３０％以上として７５０℃以上で熱間圧延を終了する必要がある。１０００℃以下での累積圧下量が少ない場合、圧延オーステナイトの細粒化が不十分となり、靭性確保が困難なためである。また、圧延終了温度が７５０℃を下回ると、Ｃ量が比較的低い本発明鋼においては、変態が一部開始する可能性が高まり、最終組織に加工（圧延）組織を残す恐れがあり、靭性上好ましくないばかりでなく、降伏比の上昇を招き、建築用途などとして低降伏比が求められた場合、製造が困難となるため、圧延終了温度は７５０℃以上に限定する。
【００３９】
圧延後は、７００℃以上の温度から強制冷却、つまり放冷以外の冷却速度で４００℃以下の任意の温度まで加速冷却する。これらはいずれも「Ｃｕを６００℃での時効析出処理を行った場合降伏強さが３０Ｎ／ｍｍ2以上増加する程度に固溶状態で存在させること」のためである。いずれか１つでも上記限定条件を逸脱すると、「Ｃｕを６００℃での時効析出処理を行った場合降伏強さが３０Ｎ／ｍｍ2以上増加する程度に固溶状態で存在させること」が困難となる。
【００４０】
なお、加速冷却時の冷速は、鋼成分や意図する材質（強度、靭性）レベルによっても変わるため一概には言えないが、板厚１／４厚位置の加速冷却開始温度から停止温度までの平均冷速で、少なくとも３℃／秒以上とすることが望ましい。
【００４１】
次に、本発明の請求項５にかかる製造方法について説明する。
【００４２】
本発明が限定する成分を有する鋼を熱間圧延後、本発明が限定する熱処理を行っても、本発明鋼材の優れた特性を損なうものではない。むしろ、鋼材の組織や結果として材質が均質化するため、目的によっては好ましい場合もある。ただし、この場合でも、組織の微細化が鋼材の強度、靭性を同時に向上させるポイントの１つであるため、熱処理時の再加熱温度はＡｃ3以上９５０℃以下の温度とする必要がある。下限はＣｕの再固溶と組織の均質化のため、また上限は、再加熱時のオーステナイト粒径を必要以上に大きくしないためである。冷却は、請求項４にかかる圧延後の加速冷却と同様「Ｃｕを６００℃での時効析出処理を行った場合降伏強さが３０Ｎ／ｍｍ2以上増加する程度に固溶状態で存在させること」のため、放冷相当を超える冷速で加速冷却する必要がある。この加速冷却は、４００℃以下まで行えば良いことは、請求項４にかかる説明で述べた通りである。なお、本熱処理を行う場合、圧延後の鋼材は加速冷却を行う必要はなく、圧延後放冷された鋼材であってもよい。
【００４３】
【実施例】
転炉−連続鋳造−厚板工程で種々の鋼成分の鋼板（厚さ２０〜１００ｍ）を製造し、その機械的性質を調査した。
【００４４】
表１に比較鋼とともに本発明鋼の鋼成分を、表２に鋼板の製造条件および諸特性の調査結果を示す。なお、表２中、熱処理を行ったものは所定の温度への再加熱後、４００℃以下まで加速冷却を行っているのは言うまでもない。
【００４５】
本発明法に則った成分、組織および製造方法による鋼板（本発明鋼）は、すべて良好な特性を有する。これに対し、本発明の限定範囲を逸脱する比較鋼は、靭性が劣っていたり、特に本発明が規定するＣｕの固溶程度を表すところの６００℃での時効析出後の降伏強さの上昇代が少なく、結果として６００℃での高温強度（ＹＳ）が明らかに劣っている。
【００４６】
すなわち、比較例２１では、Ｃ量が高いため焼入性が高くなり加速冷却後の強度が高く、Ｃｕ量は適正であるが６００℃での時効析出後の降伏強さは焼入組織の焼戻し効果が優ってむしろ低下し、常温ＹＳに対する６００℃ＹＳの比が低い。比較例２２は、Ｃｕ添加量が少ないのに加え、１０００℃以下の累積圧下量が少なく、加速冷却停止温度も高いため、靭性に劣るとともに、６００℃での時効析出後の降伏強さの上昇代が少なく、結果として６００℃での高温強度（ＹＳ）が劣る。比較例２３は、圧延後に加速冷却されておらず、放冷中にＣｕの析出が進み、６００℃での時効析出後の降伏強さが上昇代が少なく、結果として６００℃での高温強度（ＹＳ）が劣る。また、Ｃｕ添加量に対してＮｉ添加量が低いため、熱間圧延時にクラックが生じ、製造が困難となった。比較例２４では、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉのいずれもが添加されておらず、また製造条件の上でも、圧延終了温度が低く加速冷却開始温度も低いため、フェライトが加工を受け靭性に劣り、加速冷却開始までの間にＣｕ析出も促進されて６００℃での時効析出後の降伏強さの上昇代が少なく、結果として６００℃での高温強度（ＹＳ）が劣る。
【００４７】
【表１】
【表２】
【発明の効果】
本発明により、Ｍｏを多く添加することなく高温強度に優れた鋼の提供が可能となった。その結果、溶接性や靭性を損なうことなく、溶接構造用鋼としての各種用途向けに優れた高温強度を有する鋼材が大量かつ安価に供給できるようになった。このような鋼材を用いることにより、火災時などの高温での強度を維持でき、各種の溶接鋼構造物の安全性を一段と向上させることが可能となった。
Claims (5)
- 鋼成分が質量％で、
Ｃ：０．０２８％以下、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：０．５１〜１．６％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｃｕ：０．６〜２．０％、
Ｎｉ：Ｃｕ添加量の１／２〜１．０％、
Ａｌ：０．０１８〜０．０６％、
Ｎ：０．００６％以下、
かつ、
Ｎｂ：０．００５〜０．１％、
Ｖ：０．０１〜０．２％、
Ｔｉ：０．００５〜０．１％
の範囲で少なくとも１種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、６００℃での時効析出処理を行った場合降伏強さが３０Ｎ／ｍｍ2以上増加することを特徴とする高温強度に優れた鋼。 - 上記鋼成分に加え、質量％で、
Ｂ：０．０００２〜０．００３％、
Ｍｇ：０．０００２〜０．００５％
の範囲で１種または２種を含有することを特徴とする請求項１に記載の高温強度に優れた鋼。 - 質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．００４％、
を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の高温強度に優れた鋼。 - 請求項１〜３のいずれか１項に記載の鋼成分からなる鋼片または鋳片を１０００〜１２５０℃の温度範囲に再加熱後、１０００℃以下での累積圧下量を３０％以上として７５０℃以上の温度で圧延を終了し、その後７００℃以上の温度から強制冷却で４００℃以下の任意の温度まで加速冷却することを特徴とする、６００℃での時効析出処理を行った場合降伏強さが３０Ｎ／ｍｍ2以上増加する高温強度に優れた鋼の製造方法。
- 請求項１〜３のいずれか１項に記載の鋼成分からなる鋼片または鋳片を熱間圧延後、Ａｃ3以上９５０℃以下の温度に再加熱後、強制冷却で加速冷却することを特徴とする、６００℃での時効析出処理を行った場合降伏強さが３０Ｎ／ｍｍ2以上増加する高温強度に優れた鋼の製造方法。
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