JPWO2016079978A1 - 材質均一性に優れた厚肉高靭性高張力鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
Description
特に本発明は、板厚中心部における降伏強度が500MPa以上で、板厚中心部における板厚方向引張による絞り値が40%以上で、板厚中心部における−60℃での低温靭性が70J以上である、板厚が100mm以上の厚肉高靭性高張力鋼板に関するものである。
本発明において、材質均一性に優れるとは、板厚方向における硬度差が小さいことをいう。
1.質量%で、C:0.08〜0.20%、Si:0.40%以下、Mn:0.5〜5.0%、P:0.015%以下、S:0.0050%以下、Ni:5.0%以下、Ti:0.005〜0.020%、Al:0.080%以下、N:0.0070%以下およびB:0.0030%以下を含有し、さらにCu:0.50%以下、Cr:3.0%以下、Mo:1.50%以下、V:0.200%以下およびNb:0.100%以下のうちから選んだ1種または2種以上を含有し、下記(1)式に示す関係式CeqIIWが0.55〜0.80を満たし、残部はFeおよび不可避的不純物からなる鋼板であって、板厚中心部における降伏強度が500MPa以上、板厚中心部における板厚方向引張による絞り値が40%以上、板厚中心部における−60℃での低温靭性が70J以上である、板厚が100mm以上の材質均一性に優れた厚肉高靭性高張力鋼板。
記
CeqIIW = C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5 ・・・ (1)
上掲式において各元素記号は鋼中の含有量(質量%)とし、含有しないものは0として計算する。
前記1または2に記載の成分組成になる連続鋳造スラブを、1200〜1350℃に加熱後、対向する金型の短辺が異なる金型で、短辺が短い方の短辺長さを1とした場合、短辺が長い方の短辺長さが1.1〜3.0となる金型を用い、温度:1000℃以上、歪速度:3/s以下、累積圧下量:15%以上の条件で熱間鍛造を行ったのち、放冷して鋼素材とし、該鋼素材を、再度Ac3点〜1250℃に加熱後、1パス当たりの圧下率が4%以上のパスを少なくとも2回行う熱間圧延を行ったのち、放冷して厚肉鋼板とし、ついで該厚肉鋼板を、Ac3点〜1050℃に再々加熱後、350℃以下まで急冷したのち、550〜700℃で焼戻す、材質均一性に優れた厚肉高靭性高張力鋼板の製造方法。
まず、本発明における、鋼板成分の適正範囲を説明する。なお、鋼板成分における各元素の含有量の%表示は全て、質量%である。
Cは、構造用鋼に求められる強度を安価に得るために有用な元素であり、その効果を得るためには少なくとも0.08%の添加を必要とする。一方、0.20%を超えて含有すると、母材および溶接部の靭性を顕著に劣化させるため上限は0.20%とする。より好ましいC量は0.08〜0.14%の範囲である。
Siは、脱酸のために添加するが、0.40%を超えて添加すると母材および溶接熱影響部の靭性が顕著に低下するため、Si量は0.40%以下とする。より好ましいSi量は0.05〜0.30%の範囲、さらに好ましいSi量は0.1〜0.30%の範囲である。
Mnは、母材強度を確保する観点から添加するが、0.5%未満の添加ではその効果が十分でなく、一方5.0%を超えてMnを添加すると、母材の靭性が劣化するだけではなく、中心偏析を助長し、スラブのポロシティを大型化するため上限は5.0%とする。より好ましいMn量は0.6〜2.0%の範囲、さらに好ましいMn量は0.6〜1.6%の範囲である。
Pは、0.015%を超えて含有すると、母材および溶接熱影響部の靭性を著しく低下させるため0.015%以下に制限する。なお、P量の下限値は特に限定されず0%であっても良い。
Sは、0.0050%を超えて含有すると、母材および溶接熱影響部の靭性を顕著に低下させるため、0.0050%以下に制限する。なお、S量の下限値は特に限定されず0%であっても良い。
Niは、鋼の強度および溶接熱影響部の靭性を向上させる有益な元素であるが、5.0%を超えて添加すると、経済性が著しく低下するため、Ni量の上限は5.0%とする。より好ましいNi量は0.5〜4.0%の範囲である。
Tiは、加熱時にTiNを生成し、オーステナイトの粗大化を効果的に抑制し、母材および溶接熱影響部の靭性を向上させるので、0.005%以上含有させる。しかし、0.020%を超えてTiを添加すると、Ti窒化物が粗大化し母材の靭性を低下させるので、Ti量は0.005〜0.020%の範囲とする。より好ましいTi量は0.008〜0.015%の範囲である。
Alは、溶鋼を十分に脱酸するために添加されるが、0.080%を超えて添加すると母材中に固溶するAl量が多くなり、母材靭性を低下させるので、Al量は0.080%以下とする。より好ましいAl量は0.030〜0.080%の範囲、さらに好ましいAl量は0.030〜0.060%の範囲である。
Nは、Tiなどと窒化物を形成することによって組織を微細化し、母材および溶接熱影響部の靭性を向上させる効果を有するが、0.0070%を超えて添加すると、母材中に固溶するN量が増大し、母材靭性が著しく低下し、さらに溶接熱影響部においても粗大な炭窒化物を形成し靭性を低下させるので、N量は0.0070%以下とする。より好ましいN量は0.0050%以下、さらに好ましいN量は0.0040%以下である。なお、N量の下限値は特に限定されず0%であっても良い。
Bは、オーステナイト粒界に偏析することで粒界からのフェライト変態を抑制し、焼入性を高める効果を有するが、0.0030%を超えて添加すると、炭窒化物として析出し焼入性を低下させ、靭性が低下するので、B量は0.0030%以下とする。より好ましいB量は0.0003〜0.0030%の範囲、さらに好ましいB量は0.0005〜0.0020%の範囲である。なお、B量の下限値は特に限定されず0%であっても良い。
Cu:0.50%以下
Cuは、靭性を損なうことなく鋼の強度の向上が図れるが、0.50%より多く添加すると熱間加工時に鋼板表面に割れを生じるので0.50%以下とする。なお、Cu量の下限値は特に限定されず0%であっても良い。
Crは、母材の高強度化に有効な元素であるが、多量に添加すると溶接性を低下させるので、3.0%以下とする。製造コストの観点からより好ましいCr量は0.1〜2.0%の範囲である。
Moは、母材の高強度化に有効な元素であるが、1.50%を超えて添加すると硬質の合金炭化物の析出による強度の上昇を引き起こして靭性を低下させるので、上限を1.50%とする。より好ましいMn量は0.02〜0.80%の範囲である。
Vは、母材の強度・靭性の向上に効果があり、またVNとして析出することで、固溶Nの低減に有効であるが、0.200%を超えて添加すると、硬質なVCの析出によって鋼の靭性が低下するので、V量は0.200%以下とする。より好ましいV量は0.005〜0.100%の範囲である
Nbは、母材の強度の向上に効果があるため有効であるが、0.100%を超える添加は母材の靭性を顕著に低下させるため上限を0.100%とする。より好ましいNb量は0.025%以下である。
Mg:0.0005〜0.0100%
Mgは、高温で安定な酸化物を形成し、溶接熱影響部の旧γ(オーステナイト)粒の粗大化を効果的に抑制し、溶接部の靭性を向上させるのに有効な元素であるので、0.0005%以上含有させることが好ましい。しかし、0.0100%を超えてMgを添加すると、介在物量が増加し靭性が低下するので、Mgを添加する場合は、0.0100%以下とするのが好ましい。より好ましいMg量は0.0005〜0.0050%の範囲である。
Taは、適正量添加すると、強度向上に有効である。しかし、Taの添加量が0.01%未満の場合は明瞭な効果が得られず、一方0.20%を超える場合は析出物生成によって靭性が低下するため、Ta量は0.01〜0.20%とするのが好ましい。
Zrは、強度上昇に有効な元素であるが、添加量が0.005%未満の場合は顕著な効果が得られず、一方0.1%を超えるZr添加の場合は粗大な析出物を生成して、靭性の低下を来すため、Zr量は0.005〜0.1%とするのが好ましい。
Yは、高温で安定な酸化物を形成し、溶接熱影響部の旧γ粒の粗大化を効果的に抑制し、溶接部の靭性を向上させるのに有効な元素である。しかし、0.001%未満のY添加では効果が得られず、一方0.01%を超えてYを添加すると介在物量が増加し靭性が低下するので、Y量は0.001〜0.01%とするのが好ましい。
Caは、硫化物系介在物の形態制御に有用な元素であり、その効果を発揮させるためには、0.0005%以上添加することが好ましい。しかし、0.0050%を超えてCaを添加すると、清浄度の低下を招き靭性を劣化させるので、Caを添加する場合は、0.0005〜0.0050%とするのが好ましい。より好ましいCa量は0.0005〜0.0025%の範囲である。
REMも、Caと同様、鋼中で酸化物および硫化物を形成して材質を改善する効果があり、その効果を得るためには0.0005%以上の添加が必要である。一方、0.0200%を超えてREMを添加しても、その効果が飽和するため、REMを添加する場合は、0.0200%以下とするのが好ましい。より好ましいREM量は0.0005〜0.0100%の範囲である。
CeqIIW(%):0.55〜0.80
本発明では、板厚中心部において降伏強度500MPa以上の強度と、−60℃における良好な低温靭性を確保するために、適切な成分の添加が必要であり、次式(1)式で定義するCeqIIW(%)が 0.55〜0.80の関係を満たすように成分を調整する必要がある。
CeqIIW =C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5 ・・・ (1)
なお、式中の各元素記号はそれぞれの元素の含有量(質量%)を示す。
また、その後、後述する熱間加工プロセスを適用することにより、板厚中心部における強度、延性および靱性を向上させることができ、板厚中心部における降伏強度を500MPa以上、板厚中心部における板厚方向引張による絞り値を40%以上、板厚中心部における−60℃での低温靭性を70J以上とすることができる。
本発明においては、前述したとおり鋼板成分を適切に調整して、焼入性を確保することにより、ミクロ組織を、マルテンサイトおよび/またはベイナイト組織とすることが可能である。
特に、板厚方向の硬度分布において、板厚表面の平均硬さ(HVS)と板厚中心部の平均硬さ(HVC)の差ΔHV(=HVS−HVC)を30以下とすることにより、材質均一性の一層の向上を図ることができる。
なお、板厚表面の平均硬さ(HVS)および板厚中心部の平均硬さ(HVC)は、例えば、鋼板長手方向に平行な断面において、鋼板表面から2mm中心側の位置および板厚中心位置でそれぞれ数点硬さを測定し、これらを平均することで求めることができる。
以下の説明において、温度「℃」は、板厚中心部における温度を意味するものとする。特に、本発明における厚鋼板の製造方法では、鋼素材中のセンターポロシティなどの鋳造欠陥を無害化させるため、以下に述べる条件で鋼素材に熱間鍛造を施すことを必須とする。
加熱温度:1200〜1350℃
上述の組成を有する鋳片または鋼片の鋼素材を、転炉、電気炉、真空溶解炉等、通常公知の方法で溶製し、連続鋳造したのち、1200〜1350℃に加熱する。加熱温度が1200℃未満では、熱間鍛造における所定の累積圧下量と温度下限を確保できず、また熱間鍛造時の変形抵抗が高く、1パスあたりの十分な圧下量を確保できない。その結果、必要パス数が増加することで、製造能率の低下を招くだけでなく、鋼素材中のセンターポロシティなどの鋳造欠陥を圧着して無害化することができないため、スラブ加熱温度は1200℃以上とする。一方、加熱温度が1350℃を超えると、多大なエネルギーを消費し、加熱時のスケールにより表面疵が生じやすくなり、熱間鍛造後の手入れ負荷が増大するため、上限は1350℃とする。
図1中、符号1が上金型、2が下金型、3がスラブである。
図2より明らかなように、本発明に従う金型を用いた熱間鍛造の方が、スラブ中心まで、十分な歪を付与できていることが分かる。
熱間鍛造の鍛造温度が1000℃未満の場合、熱間鍛造時の変形抵抗が高くなるため、鍛造機への負荷が大きくなり、センターポロシティを確実に無害化することができなくなるため1000℃以上とする。なお、鍛造温度の上限に特に限定はないが、製造コストの観点から1350℃程度が好ましい。
熱間鍛造の累積圧下量が15%未満の場合、鋼素材中のセンターポロシティなどの鋳造欠陥を圧着して無害化することができないため、15%以上とする。累積圧下量は大きいほど鋳造欠陥の無害化に有効であるが、製造性の観点からこの累積圧下量の上限値は30%程度とする。なお、連続鋳造スラブの幅方向を熱間鍛造することで厚みを増した場合は、その厚みからの累積圧下量とする。
また、特に板厚が120mm以上の厚肉鋼板を製造する場合は、センターポロシティを確実に無害化するため、熱間鍛造時の1パスあたりの圧下率が5%以上となるパスを1パス以上確保することが好ましい。より好ましくは、1パスあたりの圧下率が7%以上である。
熱間鍛造の歪速度が3/sを超えると、熱間鍛造時の変形抵抗が高くなり、鍛造機への負荷が増大し、センターポロシティを無害化することができなくなるため3/s以下とする。
なお、歪速度が0.01/s未満になると、熱間鍛造時間が長くなって生産性の低下を招くため、0.01/s以上とすることが好ましい。より好ましい歪速度は0.05/s〜1/sの範囲である。
熱間鍛造後の鋼素材の再加熱温度:Ac3点〜1250℃
熱間鍛造後の鋼素材をAc3変態点以上に再加熱するのは、鋼をオーステナイト組織一相に均一化するためであり、加熱温度としてはAc3点以上1250℃以下とする必要がある。
ここで、本発明では、Ac3変態点を、次式(2)により計算される値とする。
Ac3(℃)=937.2−476.5C+56Si−19.7Mn−16.3Cu−26.6Ni−4.9Cr+38.1Mo+124.8V+136.3Ti+198.4Al+3315B ・・・(2)
なお、(2)式中での各元素記号はそれぞれの合金元素の鋼中含有量(質量%)を示す。
本発明では、Ac3点以上1250℃以下に再加熱後、1パス当たりの圧下率が4%以上のパスを少なくとも2回行う熱間圧延を行う。このような圧延を行うことで、板厚中心部に十分な加工を加えることが可能となり、再結晶の促進により組織が微細化し、機械的特性の向上を図ることができる。なお、この熱間圧延におけるパス回数が少ないほど機械的特性が向上するため、パス回数は10パス以下とするのが好適である。
板厚中心部での強度と靭性を向上させるために、本発明では熱間圧延後、放冷し、Ac3点〜1050℃に再々加熱したのち、少なくともAr3点の温度から350℃以下まで急冷する。再々加熱温度を1050℃以下とするのは、1050℃を超える高温の再加熱ではオーステナイト粒の粗大化による母材靭性の低下が著しいためである。
ここで、本発明では、Ar3変態点を、次式(3)により計算される値とする。
Ar3(℃)=910−310C−80Mn−20Cu−15Cr−55Ni−80Mo ・・・ (3)
なお、(3)式中での各元素記号はそれぞれの合金元素の鋼中含有量(質量%)を示す。
急冷の方法は、工業的には水冷とすることが一般的であるが、冷却速度は可能な限り速いほうが望ましいため、冷却方法は水冷以外でも良く、例えばガス冷却などの方法もある。
急冷後、550〜700℃で焼戻すのは、550℃未満では残留応力の除去効果が少なく、一方700℃を超える温度では、種々の炭化物が析出するとともに、母材の組織が粗大化し、強度、靭性が大幅に低下するためである。特に、焼戻し過程において、降伏強度を調整して、低温靭性を向上させるには、好ましくは600℃以上、より好ましくは650℃以上の温度での焼戻しが適している。
各鋼板の板厚中心部から、圧延方向と直角方向に丸棒引張試験片(Φ:12.5mm、 GL:50mm)を採取し、降伏強度(YS)、引張強度(TS)を測定した。
各鋼板について板厚方向に丸棒引張試験片(φ10mm)を3本採取し、破断後の絞りを測定し、その最小値で評価した。
各鋼板の板厚中心部から、圧延方向を長手方向とする2mmVノッチシャルピー試験片を各3本ずつ採取し、各試験片について−60℃でシャルピー衝撃試験により吸収エネルギー(VE-60)を測定し、それぞれ3本の平均値を求めた。
各鋼板の鋼板長手方向に平行な断面の硬度が測定できるように、表面および板厚中心から硬度測定用試験片を採取した。これらの試験片を、埋め込み研磨した後、表面位置は表面から2mm中心側の位置を、また板厚中心はまさに板厚中心位置をビッカース硬度計を用いて荷重98N(10kgf)でそれぞれ3点ずつ測定し、その平均値を各位置の平均硬さとした。そして、(板厚表面の平均硬さ−板厚中心部の平均硬さ)を硬度差ΔHVとした。
上記の試験結果を表3に併記する。
これに対し、試料No.22〜44は、成分、製造条件が好適範囲から外れているため、上記のいずれかの特性が劣っていた。
2 下金型
3 スラブ
Claims (5)
- 質量%で、C:0.08〜0.20%、Si:0.40%以下、Mn:0.5〜5.0%、P:0.015%以下、S:0.0050%以下、Ni:5.0%以下、Ti:0.005〜0.020%、Al:0.080%以下、N:0.0070%以下およびB:0.0030%以下を含有し、さらにCu:0.50%以下、Cr:3.0%以下、Mo:1.50%以下、V:0.200%以下およびNb:0.100%以下のうちから選んだ1種または2種以上を含有し、下記(1)式に示す関係式CeqIIWが0.55〜0.80を満たし、残部はFeおよび不可避的不純物からなる鋼板であって、板厚中心部における降伏強度が500MPa以上、板厚中心部における板厚方向引張による絞り値が40%以上、板厚中心部における−60℃での低温靭性が70J以上である、板厚が100mm以上の材質均一性に優れた厚肉高靭性高張力鋼板。
記
CeqIIW = C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5 ・・・ (1)
上掲式において各元素記号は鋼中の含有量(質量%)とし、含有しないものは0として計算する。 - さらに、質量%で、Mg:0.0005〜0.0100%、Ta:0.01〜0.20%、Zr:0.005〜0.1%、Y:0.001〜0.01%、Ca:0.0005〜0.0050%およびREM:0.0005〜0.0200%のうちから選んだ1種または2種以上を含有する請求項1に記載の材質均一性に優れた厚肉高靭性高張力鋼板。
- 板厚方向の硬度分布について、板厚表面の平均硬さ(HVS)と板厚中心部の平均硬さ(HVC)の差ΔHV(=HVS−HVC)が30以下である請求項1または2に記載の材質均一性に優れた厚肉高靭性高張力鋼板。
- 請求項1〜3のいずれかに記載の厚肉高靭性高張力鋼板を製造する方法であって、
請求項1または2に記載の成分組成になる連続鋳造スラブを、1200〜1350℃に加熱後、対向する金型の短辺が異なる金型で、短辺が短い方の短辺長さを1とした場合、短辺が長い方の短辺長さが1.1〜3.0となる金型を用い、温度:1000℃以上、歪速度:3/s以下、累積圧下量:15%以上の条件で熱間鍛造を行ったのち、放冷して鋼素材とし、該鋼素材を、再度Ac3点〜1250℃に加熱後、1パス当たりの圧下率が4%以上のパスを少なくとも2回行う熱間圧延を行ったのち、放冷して厚肉鋼板とし、ついで該厚肉鋼板を、Ac3点〜1050℃に再々加熱後、350℃以下まで急冷したのち、550〜700℃で焼戻す、材質均一性に優れた厚肉高靭性高張力鋼板の製造方法。 - 前記厚肉高靭性高張力鋼板の製造に際し、加工前の前記連続鋳造スラブから熱間圧延後の前記厚肉鋼板までの圧下比を3以下とする請求項4に記載の材質均一性に優れた厚肉高靭性高張力鋼板の製造方法。
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