(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：0.05〜0.18wt％、Si：0.6wt％以下、Mn：0.80〜1.80wt％、Ｐ：0.030wt％以下、Ｓ：0.004wt％以下、Al：0.050wt％以下、Ｖ：0.04〜0.15wt％、Ｎ：0.0050〜0.0150wt％を含み、かつTi：0.004〜0.030wt％、Ｂ：0.0003〜0.0030wt％の１種または２種を、下記(1)式を満たす範囲で含有し、さらにCa：0.0010〜0.0100wt％、REM：0.0010〜0.0100wt％の１種または２種を、下記(2)式を満たす範囲で含有し、残部は鉄および不可避的不純物の鋼組成からなることを特徴とする、表面割れのない連続鋳造鋳片。
記
5.0≦wt％Ｖ／(wt％Ｎ−0.292×wt％Ti−1.295×wt％Ｂ)≦18.0 …… (1)
wt％Mn×(wt％Ｓ−0.8×(wt％Ca−110wt％Ca×wt％Ｏ)−0.25×(wt％REM−70×wt％REM×wt％Ｏ))×103≦1.0 …… (2)
【請求項２】
請求項１において、鋼組成がさらに、Cu：0.05〜0.50wt％、Ni：0.05〜0.50wt％、Cr：0.05〜0.50wt％、Mo：0.02〜0.20wt％から選ばれるいずれか１種または２種以上を含む組成からなることを特徴とする、表面割れのない連続鋳造鋳片。
【請求項３】
請求項１において、鋼組成がさらに、Nb：0.003〜0.030wt％を含む組成からなることを特徴とする、表面割れのない連続鋳造鋳片。
【請求項４】
Ｃ：0.05〜0.18wt％、Si：0.6wt％以下、Mn：0.80〜1.80wt％、Ｐ：0.030wt％以下、Ｓ：0.004wt％以下、Al：0.050wt％以下、Ｖ：0.04〜0.15wt％、Ｎ：0.0050〜0.0150wt％を含み、かつTi：0.004〜0.030wt％、Ｂ：0.0003〜0.0030wt％の１種または２種を、下記(1)式を満たす範囲で含有し、さらにCa：0.0010〜0.0100wt％、REM：0.0010〜0.0100wt％の１種または２種を、下記(2)式を満たす範囲で含有する連続鋳造鋳片を、1050〜1250℃に加熱し、1050〜950℃の温度範囲における累積圧下率を30％以上として熱間加工することを特徴とする非調質高張力鋼材の製造方法。
記
5.0≦wt％Ｖ／(wt％Ｎ−0.292×wt％Ti−1.295×wt％Ｂ)≦18.0 …… (1)
wt％Mn×(wt％Ｓ−0.8×(wt％Ca−110wt％Ca×wt％Ｏ)−0.25×(wt％REM−70×wt％REM×wt％Ｏ))×103≦1.0 …… (2)
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、建築、橋梁、海洋構造物、パイプ、造船、貯槽、土木、建設機械等の分野で利用される、引張強度490 ＭＰａ以上で靱性に優れた厚鋼板、鋼帯、形鋼または棒鋼などの非調質高張力鋼材を製造するに適した、高Ｎ−Ｖ含有連続鋳造鋳片と、その鋳片を素材とした非調質高張力鋼材の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
強度、靱性、溶接性などの特性をバランス良く兼ね備えた鋼材を製造する方法として、ＴＭＣＰ（Thermo-Mechanical Control Process ）により組織の微細化をはかって達成する手法が知られている。
しかし、このような従来方法において、未再結晶温度域での圧延の効果を十分に発揮させるには、低温で大きな圧下を加える必要があるので、圧延機に多大な負担をかけること、厚肉材の場合に十分な圧下率が確保できないこと、温度調節のための待ち時間が増大して圧延能率が低下すること、などの問題のために特性改善上の障害があった。
これら問題を解消する手段として、鋼中に析出したＶＮの粒内フェライト核生成機能と析出強化を利用する技術が知られている。例えば、特公昭39−2368号公報や鉄と鋼ｖｏｌ．77（1991）Ｎｏ. 1 ｐ．171 には、Ｖと同時に多量のＮを添加することにより組織を微細化し、強度・靱性を改善する技術が開示されている。また、特開平 1−186848号公報には、Tiを添加してTiＮ−MnＳ−ＶＮの複合析出物を分散させ、ＶＮを核とするフェライト生成機能を有効に発揮させて溶接熱影響部靱性を向上させる技術が開示されている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、ＶおよびＮを含有する鋼を連続鋳造する場合、従来の技術では、曲げあるいは曲げ矯正時に鋳片表面に横割れ・かぎ割れ等の割れが発生しやすく、表面性状の優れた連続鋳造鋳片を得ることが困難であった。このような割れが鋳片表面に発生すると、高温鋳片を無手入れで圧延工程に直接送る直送圧延プロセスを適用することができなくなり、製造コストが増大することになる。
すなわち、従来は、Ｖ含有鋼を連続鋳造する際に、鋳片の表面割れ防止のために、Ｎ含有量を低減し、さらにTi添加によりTiＮを生成させてＮを捕捉するなどの方法が採られてきた。しかし、これらの方法では、鋼中にＶＮを形成するために必要なＮ量が不足し、ＶＮの粒内フェライト核生成機能および析出強化能を有効に利用することができなかった。
【０００４】
そこで、本発明は、従来技術が抱えていたこのような実状に鑑み、鋼中にＶＮを含みながらも表面割れのない連続鋳造鋳片を提供するとともに、この連続鋳造鋳片を用いて良好な靱性をそなえた非調質高張力鋼材を製造することを目的とする。
なお、本発明が目標とする鋼材の材料特性は、降伏強さYS：325 Mpa 以上、引張強さTS：490 Mpa 以上、好ましくは520 Mpa 以上、-20 ℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギー vＥ-20 ：200 J 以上であり、また溶接熱影響部における０℃での衝撃吸収エネルギー vＥ0 ：110 J 以上である。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
発明者らは、特に鋼成分を規制するほか、特定成分間の関係を規制して、ＶＮおよびMnＳの析出を制御することにより、従来は困難であった、ＶＮを利用した材料特性の確保と、鋳片の表面割れの阻止とを両立させ得ることに想到し、本発明を完成するに至った。具体的には、本発明は以下の知見に立脚するものである。
▲１▼Ｖ−Ｎ添加鋼において連続鋳造時に多発する表面割れは、オーステナイト粒界に沿った割れであり、ＶＮの粒界析出を抑制することによって割れ感受性は低減できる。
▲２▼鋼中に分散したTiＮあるいはＢＮは、ＶＮの析出サイトとして機能することによってＶＮ析出の均一化をもたらし、ＶＮの粒界析出を軽減する。この効果は、Ｖ、Ｎ、Ti、Ｂ等の元素間に一定の関係が成り立つようにバランスさせて添加することによって達成される。
▲３▼鋼中のＳは、オーステナイト粒界に偏析することによって粒界強度を低下させ、割れ感受性を高める。また、オーステナイト粒界に析出したMnＳは、ＶＮ析出サイトとして機能し、粒界の割れ感受性をさらに高め、連鋳鋳片の表面の割れを発生しやすくする。そこで、Ｓ含有量はなるべく低減することが望ましく、さらに、CaあるいはREM を添加することにより、Ｓは硫化物として捕捉され、オーステナイト粒界に偏析する固溶Ｓ量を低減することができる。
【０００６】
(1)Ｃ：0.05〜0.18wt％、
Si：0.6 wt％以下、
Mn：0.80〜1.80wt％、
Ｐ：0.030 wt％以下、
Ｓ：0.004 wt％以下、
Al：0.050 wt％以下、
Ｖ：0.04〜0.15wt％、
Ｎ：0.0050〜0.0150wt％を含み、かつ
Ti：0.004 〜0.030 wt％、
Ｂ：0.0003〜0.0030wt％の１種または２種を、下記 (1)式を満たす範囲で含有し、さらに
Ca：0.0010〜0.0100wt％、
REM ：0.0010〜0.0100wt％の１種または２種を、下記 (2)式を満たす範囲で含有し、残部は鉄および不可避的不純物の鋼組成からなることを特徴とする、表面割れのない連続鋳造鋳片。
記
5.0 ≦wt％Ｖ／（wt％Ｎ−0.292 ×wt％Ti−1.295 ×wt％Ｂ）≦18.0…… (1)
wt％Mn×（wt％Ｓ−0.8 ×（wt％Ca−110 wt％Ca×wt％Ｏ）−0.25×（wt％REM−70×wt％REM ×wt％Ｏ））×10３≦1.0 …… (2)
【０００７】
(2)上記 (1)において、鋼組成がさらに、Cu：0.05〜0.50wt％、Ni：0.05〜0.50wt％、Cr：0.05〜0.50wt％、Mo：0.02〜0.20wt％から選ばれるいずれか１種または２種以上を含む組成からなることを特徴とする、表面割れのない連続鋳造鋳片。
【０００８】
(3) 上記(1)において、鋼組成がさらに、Nb：0.003〜0.030wt％を含む組成からなることを特徴とする、表面割れのない連続鋳造鋳片。
【０００９】
(4)Ｃ：0.05〜0.18wt％、
Si：0.6 wt％以下、
Mn：0.80〜1.80wt％、
Ｐ：0.030 wt％以下、
Ｓ：0.004 wt％以下、
Al：0.050 wt％以下、
Ｖ：0.04〜0.15wt％、
Ｎ：0.0050〜0.0150wt％を含み、かつ
Ti：0.004 〜0.030 wt％、
Ｂ：0.0003〜0.0030wt％の１種または２種を、下記 (1)式を満たす範囲で含有し、さらに
Ca：0.0010〜0.0100wt％、
REM ：0.0010〜0.0100wt％の１種または２種を、下記 (2)式を満たす範囲で含有する連続鋳造鋳片を、1050〜1250℃に加熱し、1050〜950 ℃の温度範囲における累積圧下率を30％以上として熱間加工することを特徴とする非調質高張力鋼材の製造方法。
記
5.0 ≦wt％Ｖ／（wt％Ｎ−0.292 ×wt％Ti−1.295 ×wt％Ｂ）≦18.0…… (1)
wt％Mn×（wt％Ｓ−0.8 ×（wt％Ca−110 wt％Ca×wt％Ｏ）−0.25×（wt％REM−70×wt％REM ×wt％Ｏ））×10３≦1.0 …… (2)
なお、上記鋼材としては厚鋼板、熱延鋼板、鋼管、形鋼、棒鋼などが挙げられる。また、上記温度は厚み方向中心部における値をさす。
【００１０】
【発明の実施の形態】
次に、本発明における構成要件を上記範囲に限定した理由について説明する。Ｃ：0.05〜0.18wt％
Ｃは、鋼の強度を増加させる元素であり、目標とする強度を確保するためには0.05wt％以上の添加を必要とするが、0.18wt％を超えて添加すると母材の靱性、溶接性および溶接熱影響部の靱性が低下する。よって、Ｃ含有量は0.05〜0.18wt％、好ましくは0.08〜0.16wt％の範囲で添加する。
【００１１】
Si：0.6 wt％以下
Siは、脱酸材として作用し、また固溶強化による鋼の強度上昇に寄与する元素であるが、0.6 wt％を超えての添加は溶接性および溶接熱影響部の靱性を著しく劣化させる。このため、Si含有量は0.6 wt％以下にする必要がある。
【００１２】
Mn：0.80〜1.80wt％
Mnは、鋼の強度を増加させる元素であり、目標とする強度を確保するためには0.80wt％以上の添加が必要である。しかし、1.80wt％を超えて添加すると、組織がフェライト＋パーライトからベイナイトなどの低温変態生成物を主体とする組織になり、母材靱性が低下する。このため、Mn量は0.80〜1.80wt％、好ましくは1.00〜1.70wt％の範囲とする。
【００１３】
Ｐ：0.030 wt％以下
Ｐは、母材および溶接熱影響部の靱性を劣化させるので、できるだけ低減することが望ましいが、0.030 wt％までは許容できる。よって、Ｐ含有量は0.030 wt％以下、好ましくは0.020 wt％以下の範囲とする。
【００１４】
Ｓ：0.004 wt％以下
Ｓは、ＶＮの析出を促進して、組織を微細にする作用があるが、一方では、オーステナイト粒界への偏析あるいは粒界上でのMnＳの形成により、鋳片表面割れを発生させやすくする。このためＳ含有量は0.004 wt％以下とする。
【００１５】
Al：0.050 wt％以下
Alは、脱酸材として作用するが、多量に添加すると非金属介在物が多くなって清浄度が低下し、靱性が劣化する。また，AlはＮと結合してAlＮを形成しやすく、Ｖ窒化物の安定析出を阻害する。このため、Alは0.050 wt％以下とする。
【００１６】
Ｖ：0.04〜0.15wt％
Ｖは、本発明において重要な役割を果たす元素であり、Ｎと結合して窒化物を形成し、熱間加工中あるいはその後の冷却中にオーステナイト中に析出する。このＶ窒化物はフェライト析出核として作用し、フェライト結晶粒を微細化し、靱性を向上させる。また、変態後のフェライト中にもＶ炭窒化物が析出し、冷却時に強水冷を行わずに、板厚内での特性の均一性を保ったまま、また、残留応力や歪みを発生させることなく母材強度を高めることができる。これらの効果を有効に発揮させるには、0.04wt％以上の添加を必要とするが、0.15wt％を超えて添加すると、母材および溶接熱影響部の靱性や溶接性が劣化する。よって、Ｖは0.04〜0.15wt％の範囲で添加する。なお、好ましいＶ添加量は0.04〜0.12wt％である。
【００１７】
Ｎ：0.0050〜0.0150wt％
Ｎは、Ｖおよび／またはTiと結合し窒化物を形成する。これら窒化物は加熱時のオーステナイト粒の成長を抑制するとともに、フェライト析出核として作用し、フェライト結晶粒を微細化して靱性を向上させる。これらの効果を有効に発揮させるためには0.0050wt％以上の添加が必要であるが，0.0150wt％を超えて添加すると固溶Ｎ量が増加し、母材靱性や溶接性を大きく低下させる。このため，Ｎは0.0050〜0.0150wt％、好ましくは0.0060〜0.0120wt％とする。
【００１８】
Ti：0.004 〜0.030 wt％
Tiは、Ｎと結合してTiＮを形成し、素材加熱時のオーステナイトの粒成長を抑制するとともに、Ｖ窒化物の析出サイトとして機能する。TiＮを鋼中に微細に分散させることにより、ＶＮが均一に析出し、連鋳鋳片表面での粒界割れを抑制することができる。このような効果を得るには0.004 wt％以上の添加が必要であるが、一方0.030 wt％を超えて添加すると、鋼の清浄度を低下させるほか、Ｖ窒化物の析出を抑制する。このため、Tiは0.004 〜0.030 wt％の範囲、好ましくは、0.005 〜0.020 wt％の範囲で添加する。
【００１９】
Ｂ：0.0003〜0.0030wt％
Ｂは、オーステナイト粒界に沿ったフィルム状の粒界フェライト生成を抑制し、粒界の割れ感受性を低減する。また，粒内フェライトの生成を促進することによって組織を微細化する。これらの効果のためには、0.0003wt％以上の添加が必要であるが、0.0030wt％を超えて添加すると靱性が劣化する。このためＢ量は、0.0003〜0.0030wt％とする。なお、好ましいＢ量は、0.0005〜0.0020wt％である。
【００２０】
Ca：0.0010〜0.0100wt％、REM ：0.0010〜0.0100wt％
Ca、REM は、いずれも、高温において安定な硫化物を形成して鋼中のＳを捕捉することにより、オーステナイト粒界に偏析する固溶Ｓを低減し、連鋳鋳片の表面割れ感受性を低減する効果を有している。また、素材加熱時のオーステナイトの粒成長を抑制して、圧延後のフェライト粒径を細かくするほか、溶接熱影響部の靱性を向上させる効果も有している。これらの効果を発揮させるためには、いずれも0.0010wt％以上の添加が必要であるが、0.0100wt％を超えて添加すると鋼の清浄性を低下させ母材靱性を損ねる。よって、Ca、REM は、いずれも0.0010〜0.0100wt％の範囲で添加する。
【００２１】
Cu：0.05〜0.50wt％、Ni：0.05〜0.50wt％、Cr：0.05〜0.50wt％、Mo：0.02〜0.20wt％
Cu、Ni、Cr、Moの各元素は、いずれも焼入性向上を通じて、強度を上昇させる効果を有しており、必要に応じて添加する。この強化作用を発揮させるためには、Cu、Ni、Crは0.05wt％以上、Moは0.02wt％以上が必要である。しかし、CuおよびNiについては、0.50wt％を超えて添加してもその効果が蝕和し、経済的に不利になり、また、CrおおよびMoについては、それぞれ0.50wt％、0.20wt％を超えて添加すると溶接性や靱性の劣化を招く。このため、Cu、Ni、Crは0.05〜0.50wt％、Moは0.02〜0.20wt％の範囲で添加する。
【００２２】
Nb：0.003 〜0.030 wt％
Nbは、細粒化と析出効果により強度および靱性をともに向上させるほか、Tiと同様に、Ｖ窒化物の析出を促進させる効果を有している。これらの効果を発揮させるためには、0.003 wt％以上の添加が必要であるが、0.030 wt％を超えて添加すると溶接性および溶接熱影響部靱性が劣化する。よって、Nbは0.003 〜0.030 wt％の範囲で添加する。
【００２３】
5.0 ≦wt％Ｖ／（wt％Ｎ−0.292 ×wt％Ti−1.295 ×wt％Ｂ）≦18.0
wt％Ｖ／（wt％Ｎ−0.292 ×wt％Ti−1.295 ×wt％Ｂ）の値（以下、Ａ値と略記する）は、Ｖ量と、これと結合しうるＮ量との比を表わす。Ａ値が5.0 未満では、固溶Ｎが増加して連鋳鋳片表面に割れが発生しやすくなる。さらに、溶接熱影響部の靱性を劣化させたり、歪時効を生じさせる要因ともなる。一方、Ａ値が18.0を超えると、Ｖ炭化物が多量に生成し、鋳片の表面割れ感受性を高めるとともに、母材の靱性を低下させる。このため、Ａ値は5.0 〜18.0の範囲とする。なお、Ａ値の好ましい範囲は6.0 〜12.0である。
【００２４】
wt％Mn×（wt％Ｓ−0.8 ×（wt％Ca−110 wt％Ca×wt％Ｏ）−0.25×（wt％REM −70×wt％REM ×wt％Ｏ））×103 ≦1.0
wt％Mn×（wt％Ｓ−0.8 ×（wt％Ca−110 wt％Ca×wt％Ｏ）−0.25×（wt％REM −70×wt％REM ×wt％Ｏ））×103 は、Mn量と、これと結合しうるＳとの積を表す。この値（以下、Ｂ値と略記する）が1.0 を超えると、連続鋳造時のオーステナイト粒界に多量のMnＳが析出し、粒界に沿った表面割れが発生しやすくなる。このためＢ値は1.0 以下に制限する必要がある。
図１は、0.14wt％Ｃ−0.35wt％Si−1.45wt％Mn−0.015 wt％Ｐ−0.020 wt％Al−0.06wt％Ｖ−0.007 wt％Ti−0.009 wt％Ｎを基本成分として、Ｓ、Ca、REM 量を変化させた種々の鋼を８ｍｍφの丸棒試験片に加工して高温引張試験を行って求めた絞り値（ＲＡ）とＢ値との関係を示したものである。この高温引張試験は、連続鋳造時の鋳片表面が受ける引張歪を再現するため、試験片を1350℃に加熱して溶体化した後、900 ℃まで冷却し、歪速度10-4ｓ-1の条件にて行った。図１から、Ｂ値を1.0 以下とすれば、ＲＡが60％以上となり、延性に優れることがわかる。
【００２５】
次に、製造方法について説明する。
連鋳鋳片は1050〜1250℃に加熱する。鋳片の加熱温度が1050℃未満ではＶ，Nb等の析出元素が十分に固溶しないため、これら元素の効果が十分に発揮できなくなるうえ、変形抵抗の増加により圧下量の確保が困難となる。一方、1250℃を超える温度で加熱すると、オーステナイト粒が著しく粗大化し、また、スケールロスの増加や炉の改修頻度の増加を招く。したがって、鋳片の加熱温度は1050〜1250℃の範囲に限定する。
次いで、加熱した鋳片に、1050℃以下950 ℃以上の温度範囲における累積圧下率を30％以上とする熱間加工を施す。1050〜950 ℃における熱間加工により、オーステナイトは再結晶細粒化する。また、その際に導入される転位によってＶＮの析出が促進、均一化される。累積圧下率が30％未満では十分な細粒化が達成されず、ＶＮの適正な析出状態も得られない。
【００２６】
【実施例】
以下、実施例によって本発明を具体的に説明する。
表１に示す化学組成の鋼を転炉で溶製して連続鋳造法によりスラブとし、表面割れの有無を確認した。ついで、これらスラブを表２に示す条件にて加熱、熱間圧延して厚鋼板（板厚40〜80ｍｍ）とした。圧延後の冷却は空冷とした。
得られた各鋼板について、板厚中央部より引張試験片並びにシャルピー衝撃試験片を採取し、引張試験、シャルピー衝撃試験を行った。さらに、最高加熱温度1400℃、800 〜500 ℃の冷却時間30 secの熱サイクルを付与した再現溶接熱影響部についてもシャルピー衝撃試験を行った。
これら各試験で得られた結果を表２に併せて示す。表から明らかなように、発明例は、鋳片の表面割れは発生することなく、目標特性である降伏強さYS：325 Mpa 以上、引張強さTS：520 Mpa 以上、-20 ℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギー vＥ-20 ：200 J 以上であり、また溶接熱影響部における０℃での衝撃吸収エネルギー vＥ0 ：110 J 以上のすべてを満たし、強度、靱性にも優れている。
これに対し、比較例は、強度、靱性が必ずしも十分でないうえ、そのすべてに鋳片の表面割れが発生した。
【００２７】
【表１】
0003719037.tif 000002
【００２８】
【表２】
0003719037.tif 000003
【００２９】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、引張強度490 MPa 以上の強度を有する非調質高張力鋼材の素材としての連続鋳造鋳片を表面割れの発生なしに得ることができる。そして、本発明によれば、強度、靱性ともに優れた特性を具えた鋼材を、高価な元素を多量に添加することなく、また低温での強圧下を必要とすることなく製造でき、工業的にも容易に製造することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】Ｂ値が高温引張試験における絞り値（ＲＡ）に及ぼす影響を示すグラフである。
【図１】
0003719037.tif 000004