JP4617692B2 - 低降伏比高強度熱延鋼帯の製造方法。 - Google Patents

Description

本発明は熱延鋼板の製造法に係り、特に低降伏比高強度熱延鋼板の製造方法に関する。

熱延鋼板は種々の分野で用いられ、それぞれの用途に応じた特性が付与されている。このうち溶接鋼管を製造するためのものは、一般に高強度とともに降伏比の低いことが要求され、これによって地震などの災害時にライン配管が致命的な破壊を免れるようにされている。このような溶接鋼管製造用の熱延鋼帯は、スラブを連続熱間圧延することによって最終板厚とされ、全長が１００ｍ以上の鋼帯となりコイル状に巻き取られている。溶接鋼管はこのような熱延鋼板コイルを順次巻き戻しながら、連続的に溶接することによって製造される。したがって、熱延鋼帯内に材質のばらつきがあると、製品である溶接鋼管の材質がばらつくので熱延鋼帯は全長に亘って極力均質であることが望ましい。

このような低降伏比を実現し、かつ材質のバラツキの小さい熱延鋼板の製造手段として特許文献１には、Ｓｉを０．５〜２％含む鋼をフェライト、オーステナイト二相域で熱間圧延を終了し、熱延後３〜７秒間経過してから注水冷却を開始し、１５０℃以下まで平均冷却速度３０℃／ｓ以上で急冷して巻き取ることにより降伏比６５％以下、かつ強度延性バランス（引張強さ×全伸び）のコイル内変動が３０００ＭＰａ・％未満の加工用高張力熱延鋼帯及びその製造方法が開示されている。

また、特許文献２には、低降伏比で、かつ低温靭性に優れたラインパイプ用熱延鋼板の製造方法として、Ｎｂ、Ｍｏを含有する鋼をＡｒ_３直上で圧延し、その後５〜１０秒の間を１０℃/s以下の冷却速度で緩徐冷し、その後１５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し４００〜５００℃で巻き取るという手段が提案されている。

特開2000-204435号公報 特開平8-337816号公報

しかし、特許文献１に記載の手段では、フェライト変態を促進させるために合金成分としてＳｉを多量に添加しているため、鋼管製造時に抵抗部にＳｉの酸化物が形成されやすく溶接部品質が劣化するという問題がある。さらに特許文献１に記載の熱延鋼板を利用してアーク溶接して構造部材等に組み立てるときには、特に入熱の大きい溶接方法を用いると溶接熱影響部組織が粗大な上部ベイナイトとなり、溶接部靭性が劣化するという問題がある。

一方、特許文献２に記載の手段では、圧延終了後、５〜１０秒の間の限られた時間を１０℃／ｓ以下の冷却速度で緩徐冷してフェライト変態を進行させるものであるために、冷却前の熱延仕上条件を圧下歪み量が大きくかつ、圧延終了温度がＡｒ_３以上３０℃の狭い範囲になるように制御しなければならず、到底長さ１００ｍにも及ぶ熱延コイルの全長にわたって安定して低降伏比を実現できない。

本発明は、鋼管製造の際や部品組み立ての際に用いられる抵抗溶接部の劣化の原因になり、また特に大入熱アーク溶接の際に溶接部靭性劣化の原因となるＳｉの含有量を低減した組成系により全長にわたり安定して低降伏比を有する高強度熱延鋼帯を製造する手段を提案することを目的とする。

本発明者は、Ｓｉ含有量を低減した組成系にあっても、熱延仕上時に十分な熱延歪を有する鋼を急速冷却すると、鋼のフェライト変態ノーズが高温・短時間側に移行すること、およびそのノーズ近傍の温度に短時間保持してフェライト変態を完了させ、その後急冷して第２相を析出させれば、所定の特性を有する低降伏比を有する高強度熱延鋼帯を製造することができることを見出した。

本発明の低降伏比高強度熱延鋼板の製造方法は、質量比で、Ｃ：０．０３〜０．１２％、Ｓｉ：０．４％以下、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００６％以下、Ｎｂ：０．０１〜０．１％を含有し、残部不可避的不純物を除きＦｅよりなる鋼スラブにスラブ加熱、粗圧延、仕上圧延を行なった後コイルに巻き取る一連の熱延工程を行なうにあたり、仕上圧延を被圧延材の表面温度が９２０℃から（Ａｒ_３−３０）℃に至る間の累積圧下率が５０％以上となるように施し、該仕上圧延後、断面平均温度７００±３０℃まで８０℃／ｓ以上の冷却速度で１次冷却し、該１次冷却の後、０．５℃／ｓ以上５℃／ｓの速度で６ｓ以上１５ｓ以下の時間に亘って冷却するフェライト析出処理を行ない、該フェライト変態処理の後、４５０℃以下まで１０℃／ｓ以上の冷却速度で２次冷却し、ついで２５０℃〜４５０℃の間でコイルに巻き取ることからなる。

上記低降伏比高強度熱延鋼板の製造方法においては、出発素材であるスラブにはさらにＴｉ：０．００５〜０．１％を含有させることができる。また、出発素材スラブにはさらにＶ：０．１％以下およびＣｒ：０．２％以下から選んだ１種又は２種を含有させることができる。

なお、本発明において「降伏比」とは、０．５％オンセット耐力（ASTM A370:0.5% Extension Under loadによる）をいい、「低降伏比を有する」とは前記「降伏比」の「引張り強さ」に対する比（％）をいい、「高強度鋼帯」とは「引張り強さ」４９０ＭＰａ以上の鋼帯をいう。他の述語の定義・意義は明細書の説明中で明確にされている。

本発明の効果により、Ｓｉなどのフェライト形成元素を低減した組成系の鋼を用いて、コイル全長にわたり安定して低降伏比を有する高強度熱延鋼帯を製造することができる。それにより、地震などの災害に耐え得る構造物、ラインパイプなどを安定して製造し得るようになる。

本発明を実施するための出発素材は以下に示す成分（いずれも質量比である）を有するスラブである。

Ｃ：０．０３〜０．１２％
Ｃはγ−α変態中にγ相に拡散移動してγ相の焼入性を高める元素であり、変態強化による高強度化および降伏棚の消失による降伏比の低下に寄与する。したがって、０．０３％以上含有させる。Ｃ含有量を増大すれば降伏比は小さくなるが、アーク溶接時のＨＡＺ特性を劣化させるため、含有量の上限を０．１２％とする。

Ｓｉ：０．４％以下
Ｓｉはフェライト変態を促進する元素であるが、抵抗溶接時にＳｉの酸化物を形成し、抵抗溶接部の品質を大幅に劣化させる。また、Ｓｉ含有量が多いと、アーク溶接時に熱影響部に粗大な上部ベイナイトが生成して靭性が劣化する。そのため本発明ではＳｉの含有量を０．４％以下に制限する。

Ｍｎ:０.２〜２．０％
Ｍｎは焼入性を向上させ、それによって鋼帯の強度を上昇させ、また、Ｓの粒界偏析を防止してスラブ割れを抑制する効果を奏する元素であり、０．２％以上含有させる。しかし、２％を超えて含有させると、Ａｒ_３変態点の低下が大きく軟質なフェライト相の析出が抑制され、降伏点が上昇して低降伏比が得られなくなる。

Ｐ:０．０２％以下、Ｓ：0.01％以下
Ｐは鋼中に不純物として不可避的に含まれる元素であり、フェライト変態を促進する効果があるが、含有量が過剰になると溶接性が劣化するため０．０２％以下とする。また、ＳもＰと同様に鋼中に不純物として不可避的に含まれる元素であるが、含有量（残留量）が０．０１％以上になるとスラブ割れの原因や熱延鋼板のセパレーション発生原因となる。

Ａｌ:０．１％以下
Ａｌは鋼の脱酸剤としての効果があるため、残留含有量を０．０１％以上とするのが望ましい。しかし、０．１％を超えると抵抗溶接部の品質を著しく劣化させるので、その含有量の上限は０.１％とする。

Ｎ:０．００６％以下
Ｎが鋼中のＮ固溶量が過大であると、降伏点が著しく上昇し、降伏比を小さくすることができなくなる。また、多量のＮとＴｉが共存すると、粗大なＴｉ窒化物の形成により鋼の破壊靭性を低下させる。これらの理由によりＮ含有量は０．００６％以下とすべきである。

Ｎｂ:０．０１〜０．１％
Ｎｂは炭窒化物として微細析出することにより、溶接性を損なうことなく熱延鋼帯の強度を上昇させる効果がある。この高強度化のために必要なＮｂ量は０．０１％以上、好ましくは０．０２％以上である。しかし、過剰な添加は仕上圧延中の圧延荷重が増大して圧延に支障をきたすため含有量の上限を０．１％とする。なお、Ｎｂは降伏点を上昇させる元素であるが、本発明にしたがう加工熱処理を行なうことにより、α−γ二相分離およびα相析出後のγ相の焼入れにより可動転位を導入することにより降伏棚を消失させて降伏比の低い高強度熱延鋼板を得ることができる。

Ｔｉ:０．００５〜０．１％
Ｔｉは本発明のための必須の添加元素ではないが、Ｎを固定して降伏点を下げる効果があり、微量の含有は炭化物の微細析出により鋼を高強度化する効果がある。そのため、０．００５％以上含有させることが望ましい。しかし、その含有量が０．１％を超えると炭化物の析出強化により降伏点が著しく上昇するため、上限を０．１％とする。

Ｖ:０．１％以下、Ｃｒ:０．２％以下
Ｖはγ相の焼入性を上昇させるとともに、炭窒化物を形成して鋼を高強度化する効果があるが、含有量が０．１％を超えると溶接性を劣化させる。Ｃｒはγ−α変態時にパーライト変態を遅らせてγ相の焼入性を確保する効果があるが、０．２％を超えると抵抗溶接時に溶接欠陥が生じやすくなるため、上限を０.２％として含有させることができる。

上記の組成を有するスラブは、スラブ加熱、粗圧延を経て仕上圧延に付される。スラブ加熱および粗圧延の条件は、通常の低炭素鋼について採用される条件とすればよい。

仕上圧延も表面温度が９２０℃に達するまでは通常の低炭素鋼について採用される条件とすればよい。しかし、表面温度が９２０℃に達した後は（Ａｒ_３−３０）℃に至る間に累積圧下率が５０％以上となるように圧下率を制御する。このような熱間圧延時の歪が完全には回復しない温度域での低温圧下により鋼中に歪みが蓄積され続く急冷処理と相俟ってフェライト変態が促進される。なお、圧延中の温度測定は鋼板の表面を赤外線放射温度計にて測定することが一般的であるため、鋼板表面の温度とする。

上記の低温圧下を伴う仕上圧延に続いて１次冷却が行なわれる。この１次冷却は仕上圧延後の鋼板を断面平均温度（７００±３０）℃までの間を冷却速度が８０℃／ｓ以上となる条件で急冷するものである。１次冷却を上記の条件で行なうことにより、フェライト変態ノーズを高温短時間側に誘導し、Ｓｉ含有量の低い成分系の鋼であってもフェライトを短時間で析出させることができるようになる。

図１は、表１に示す組成（質量％、Ａｒ_３：７６０℃）の鋼片を１２５０℃に加熱した後８３０℃で圧下率３０％相当の加工し、２０℃及び２００℃／sの速度で所定温度まで一次冷却を行ない、その温度で所定時間保持したときのフェライト変態開始位置を示す恒温変態線図である。ここに示すように、１次冷却速度が２００℃／ｓのときはフェライト変態ノーズが高温かつ短時間側に移動している。

本発明では、このようにフェライト変態ノーズを高温かつ短時間側に誘導し、該ノーズ近傍の温度で保持してフェライト変態を短時間で完了させるものであり、それにより軟質なフェライト相を得るものである。このような効果が得られる１次冷却速度は８０℃／ｓ以上、好ましくは１００℃／ｓ以上である。

このようにして、低温圧下を伴う仕上圧延及び仕上圧延後の急冷処理を受けてフェライト変態ノーズが高温かつ短時間側に移動した熱延材は、上記フェライト変態ノーズ近傍の温度に保持される。具体的には、上記１次冷却を（７００±３０）℃の範囲で停止し、その後、０．５℃／ｓ以上５℃／ｓ以下の冷却速度で６ｓ以上１５ｓ以下の時間に亘って冷却するフェライト析出処理を行なうのである。

１次冷却停止温度が（７００±３０）℃の範囲で本発明の効果が顕著に得られる。この１次冷却停止温度が低い場合には低温変態相であるベイニティックフェライトもしくはベイナイトが生成して鋼板の降伏点が上昇して延性が低下する。逆に1次冷却停止温度が高いと、生成したフェライトが粗大化して鋼板の靭性および強度が低下する。

１次冷却停止後の保持温度は、先に図１に基づいて説明したように、フェライト変態ノーズ付近の温度であり、前述の低温圧下を伴う仕上圧延及びそれに続く１次冷却を行なうことにより、１次冷却停止後にフェライト変態が顕著に進行する。この条件は、成分系、仕上圧延条件及び仕上圧延後の急冷処理条件等の影響を受けるので、先に示した実験を行なって求めるのがよいが、０．５℃／ｓ以上５℃／ｓ以下の速度で６ｓ以上１５ｓ以下の時間に亘って冷却することによって目的を達しうる。

このフェライト析出処理の際、冷却速度を０．５℃／ｓ以上とするのは、冷却速度が０.５℃/s未満であると、鋼板の圧延終了から巻き取りまでの間に冷却を遅滞させるための手段、たとえば加熱処理手段あるいはコイル形状に巻き取る手段などが必要となり著しく生産性を阻害するためであり、一方、５℃／ｓ以下とするのは、５℃/s超ではフェライト析出処理中に鋼板の温度が低下しすぎてフェライトの析出が十分進行しないためである。このような目的を達する冷却は、熱延鋼板の空冷による冷却速度は通常０.５℃/s〜５℃/sであるのでこれによればよい。

上記フェライト析出処理の際の経過時間を６ｓ以上１５ｓ以下とするのは、６ｓ未満では効果が小さく、１５ｓを超えるとパーライトが析出し始めて降伏比を低下させる効果が得られなくなるためである。

なお、上記１次冷却速度、冷却停止温度は、冷却過程において鋼帯の厚さ方向に亘る温度差が生ずることを考慮して、鋼帯の断面平均温度によるものとする。すなわち、熱延鋼板の製造工程においては、鋼板温度は赤外線温度計などを用いて表面温度により測定するのが一般的であるが、本発明においては１次冷却速度が高速であるため、冷却直後は表面が内部より大きく温度低下しており、表面温度によったのでは鋼板内部の組織を制御する基準となし得ないため、鋼帯の断面平均温度を用いるのである。

この鋼帯の断面平均温度とは板厚方向各位置での温度を積分平均したものである。板厚方向の温度変動が小さければ表面温度で代表できるが、たとえば水冷直後では板厚方向で温度が大きく変化し、表面温度では代表できない。その場合は直接測定及び計算によって求める。鋼帯の断面平均温度を求める方法に関しては特に規定しないが、例えば以下のような方法によって求めることができる。まず、仕上圧延後の鋼板の空冷時の断面平均冷却速度Ｖを予め実験的に測定しておく。次に１次冷却後、内部からの復熱が終了して鋼板温度が板厚方向に均一になった時点の表面温度Ｔを測定し、このＴに空冷時の断面平均冷却速度と空冷時間より求めた空冷時の断面平均温度低下分を加算して１次冷却終了時の断面平均温度とする。すなわち、
１次冷却終了温度＝Ｔ＋Ｖ×ｔ
とする。ここに、ｔは冷却終了から温度測定時点までの時間であり、通常５秒以上あれば足りる。

上記のようにしてフェライト相が生成した鋼は、次いで１０℃／ｓ以上の冷却速度で４５０度以下まで冷却する２次冷却に付され、残留しているγ相をベイナイトもしくはマルテンサイトに変態させる。これにより、フェライト相中に変態第２相である硬質相が分散した組織となり、降伏棚が消滅する。この２次冷却の停止温度が４５０℃を超えるとベイナイトまたはマルテンサイトへの変態が十分に進行しない。また、２次冷却速度が小さい場合も同様である。したがって、２次冷却条件は上記のように１０℃／ｓ以上の冷却速度で４５０度以下まで冷却するものとする。

２次冷却された鋼帯は２５０〜４５０℃で巻き取られる。巻き取り温度の上限は２次冷却停止温度の上限温度４５０℃によって制限され、下限温度は焼き入れ歪等による鋼板形状の悪化やコイル強度の上昇による熱延鋼帯の巻き取り困難性等を考慮して２５０℃以上と定められる。

表２に示す化学組成を有する鋼のスラブを準備し、１２００〜１２５０℃にスラブ加熱後、粗圧延、仕上圧延を行ない、最終板厚２．６〜１２．７ｍｍの熱延鋼板コイルとした。仕上圧延の際の９２０℃から（Ａｒ_３−３０）℃間の累積圧下率、仕上圧延温度、１次冷却速度、１次冷却停止温度、フェライト析出処理保持時間、２次冷却速度、２次冷却停止温度、巻取り温度は表３、表４に示す。得られた製品から試験片を採取し製品の特性値を調査した。製品の特性値は表５に示す。このとき１次冷却終了後のフェライト析出処理は空冷であり、その冷却速度は１．２〜４℃／ｓであった。

上記結果から、本発明に定める鋼組成を有する鋼符号Ａ、Ｂ及びＤの鋼においては、熱延条件（９２０℃以下の累積圧下率、仕上温度）及びその後の冷却条件（１次冷却速度及び２次冷却停止温度）を適正に保つことにより降伏比を十分低くすることができることが分かる。これに対し、本発明に定める鋼組成を有する鋼符号Ａ、Ｂ及びＤの鋼であっても、熱延条件及びその後の冷却条件が本発明に定めるものを満足しない場合はいずれも降伏比を十分低くすることができなかった。また、本発明に定める鋼組成を満足しない鋼符号Ｅ（Ｍｎ含有量が高い）、鋼符号Ｆ（Ｃ含有量が低い）、鋼符号Ｇ（Ｎ含有量が高い）、鋼符号Ｈ（Ｍｏ含有量が高い）ものは、本発明の熱延条件及びその後の冷却条件が本発明に定めるものを満足しても降伏比が低下しなかった。

表２に記載の鋼符号Ａの組成を有する鋼を表６に示した条件により熱延鋼板を製造し、得られた熱延コイルのコイル内材質平均およびばらつきを調査した。コイル長手方向の先頭部（ＬＥ）、中央部（Ｍ）および尾端部（ＴＥ）の３箇所についてコイル幅方向１／２幅、１／４幅位置の２箇所合計６箇所からサンプリングした。結果は表７に示す。本発明の条件にしたがい処理された試材２７と冷却速度が遅い試材２８を対比すると、前者が後者に比べてＹＰのばらつきが少なく、降伏比ＹＲも低くなっている。

表１に示す組成の鋼片を１２５０℃に加熱した後８３０℃で圧下率３０％相当の加工し、２０℃及び２００℃／sの速度で所定温度まで一次冷却を行ない、その温度で所定時間保持したときのフェライト変態開始位置を示す恒温変態線図である。

Claims (3)

1. 質量比で、Ｃ：０．０３〜０．１２％、Ｓｉ：０．４％以下、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００６％以下、Ｎｂ：０．０１〜０．１％を含有し、残部不可避的不純物を除きＦｅよりなる鋼スラブにスラブ加熱、粗圧延、仕上圧延を行なった後コイルに巻取る一連の熱延工程を行なうにあたり、
   仕上圧延を被圧延材の表面温度が９２０℃から（Ａｒ_３−３０）℃間の累積圧下率が５０％以上となるように施し、
   該仕上圧延後、断面平均温度（７００±３０）℃まで８０℃／ｓ以上の冷却速度で１次冷却し、
   該１次冷却の後、０．５℃／ｓ以上５℃／ｓ以下の速度で６ｓ以上１５ｓ以下の時間に亘って冷却するフェライト析出処理を行い、
   該フェライト析出処理の後、４５０℃以下まで１０℃／ｓ以上の冷却速度で２次冷却し、
   ついで２５０℃以上４５０℃以下の間でコイルに巻き取ることを特徴とする低降伏比高強度熱延鋼板の製造方法。
2. スラブはさらにＴｉ：０．００５〜０．１％を含有するものであることを特徴とする請求項１記載の低降伏比高強度熱延鋼板の製造方法。
3. スラブはさらにＶ：０．１％以下及びＣｒ：０．２％以下から選んだ１種又は２種を含有する請求項１又は２記載の低降伏比高強度熱延鋼板の製造方法。

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