(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０３−０．１０％， Ｓｉ：＜０．６％，
Ｍｎ：１．２−２．５％， Ｐ：＜０．０１５％，
Ｓ：＜０．００３％， Ｎｉ：０．１−１．０％，
Ｍｏ：０．１５−０．６０％， Ｎｂ：０．００５−０．１０％，
Ｎ：０．００１−０．００６％， Ｔｉ：０．００５−０．０５０％，
Ａｌ：＜０．０６％，を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、厚さが２００ｍｍ以上で、マルテンサイト、ベイナイトの面積率が７０％以上であり、粒内変態フェライトの面積率が１０％以上であり、残部が面積率０〜２０％のポリゴナルフェライトであることを特徴とする低温靱性に優れた引張り強度７７０ＭＰａ以上の高強度鋼用の連続鋳造鋳片。
【請求項２】
質量％で、
Ｃｒ：＜１．０％， Ｃｕ：＜１．０％，
Ｖ：＜０．１０％， Ｂ：０．０００５−０．００２０％，
Ｃａ：＜０．００６％， ＲＥＭ：＜０．０２％，
Ｍｇ：＜０．００６％， Ｚｒ：＜０．１０％，
の１種または２種以上、を更に含有することを特徴とする請求項１記載の低温靱性に優れた引張り強度７７０ＭＰａ以上の高強度鋼用の連続鋳造鋳片。
【請求項３】
Ａｌ：＜０．００４％であることを特徴とする請求項１または２記載の低温靱性に優れた引張り強度７７０ＭＰａ以上の高強度鋼用の連続鋳造鋳片。
【請求項４】
請求項１〜３いずれか１項に記載の連続鋳造片の製造方法であって、質量％で、
Ｃ：０．０３−０．１０％， Ｓｉ：＜０．６％，
Ｍｎ：１．２−２．５％， Ｐ：＜０．０１５％，
Ｓ：＜０．００３％， Ｎｉ：０．１−１．０％，
Ｍｏ：０．１５−０．６０％， Ｎｂ：０．００５−０．１０％，
Ｎ：０．００１−０．００６％， Ｔｉ：０．００５−０．０５０％，
を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる溶鋼において、Ａｌ：＜０．００４％として連続鋳造した後、得られた連続鋳造鋳片を、表面温度８００〜５００℃の間を１００分以下で、冷却することを特徴とする低温靱性に優れた引張り強度７７０ＭＰａ以上の高強度鋼用の連続鋳造鋳片の製造法。
【請求項５】
質量％で、
Ｃｒ：＜１．０％， Ｃｕ：＜１．０％，
Ｖ：＜０．１０％， Ｂ：０．０００５−０．００２０％，
Ｃａ：＜０．００６％， ＲＥＭ：＜０．０２％，
Ｍｇ：＜０．００６％， Ｚｒ：＜０．１０％，
の１種または２種以上、を更に含有することを特徴とする請求項４記載の低温靱性に優れた引張り強度７７０ＭＰａ以上の高強度鋼用の連続鋳造鋳片の製造法。
【請求項６】
請求項１〜３のいずれか１項記載の連続鋳造鋳片をオーステナイト域に再加熱し、制御圧延を行い、その後空冷以上の冷却速度で冷却して製造されたことを特徴とする低温靱性に優れた引張り強度７７０ＭＰａ以上の高強度鋼。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、引張り強度が７７０MPa 以上の引張り強さ（ＴＳ）を有する低温靱性に優れた熱間圧延鋼材の製造に使用される連続鋳造鋳片およびその製造法に関するものであり、このような連続鋳造鋳片から製造された鋼は、天然ガス・原油輸送用のラインパイプをはじめ、各種圧力容器、鋼構造物などの溶接性鋼材として広く使用できる。
【０００２】
【従来の技術】
高強度鋼は一般に合金元素を多く含有し、焼入れ性が良いために、その製造に使用される連続鋳造鋼片の組織はフェライトの生成が抑制され、鋳造組織に対応した粗大なマルテンサイト、ベイナイト組織である。このような組織の鋳片を熱間加工のためにオーステナイト域に再加熱した場合、加熱速度が速いと通常のフェライトからオーステナイトへの変態のように多数の核生成が有り、細かいオーステナイト粒が得られる。一方、加熱速度が遅いと元の粗大な鋳造時のオーステナイト粒に相当するオーステナイト粒にマッシブ的に変態し、再加熱時の結晶粒が鋳造組織と同様な粗大粒になることが知られている（Transactions ISIJ, Vol.25, 1985, p311-317)。
【０００３】
一般に、鋼片再加熱時の加熱速度は遅く、１０℃／分以下である。このような加熱速度では、再加熱時の組織には鋳造組織の粗大粒を引き継いだ数百μｍから数千μｍの粗大粒が存在する。このような粗大粒は熱間加工工程で再結晶することが困難であり、再結晶することなく偏平した粗大な結晶粒が圧延後に残存する。高強度鋼において粗大粒が存在すると低温靱性が著しく劣化することは周知のことである。従って、低温靱性を向上させるためには、結晶粒の微細化が必須である。
【０００４】
粗大粒を熱間加工で再結晶させて細粒化するためには圧下率が数１０％以上の１パス大圧下が必要である。しかし、このような大圧下を大型の連続鋳造鋳片で行うことは困難であり、非常に強力な圧延機等が必要である。一方、鋼片の加熱速度を早くすることも通常の雰囲気加熱炉では困難である。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、前記のような設備対応をせずに、再加熱時に細粒オーステナイトが得られ、その結果熱間加工中に再結晶が容易に起こり、結果として細粒組織の優れた低温靱性を有する高強度鋼が得られる連続鋳造鋳片およびその製造方法、および低温靱性に優れた高強度鋼を提供するものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、連続鋳造鋳片の組織と熱間加工のための再加熱温度での結晶粒径の関係について鋭意検討した結果、連続鋳造鋳片の組織がマルテンサイト、ベイナイト中に粒内変態フェライトが面積率にして１０％以上存在していれば、再加熱途上に多数の核発生が起こり、再加熱温度での結晶粒が微細化することを見いだした。
【０００７】
本発明はこの新知見を具現化したものであり、本発明の要旨とするところは、下記の（１）〜（６）のとおりである。
（１）質量％で、
Ｃ：０．０３−０．１０％， Ｓｉ：＜０．６％，
Ｍｎ：１．２−２．５％， Ｐ：＜０．０１５％，
Ｓ：＜０．００３％， Ｎｉ：０．１−１．０％，
Ｍｏ：０．１５−０．６０％， Ｎｂ：０．００５−０．１０％，
Ｎ：０．００１−０．００６％， Ｔｉ：０．００５−０．０５０％，
Ａｌ：＜０．０６％，
を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、厚さが２００ｍｍ以上で、マルテンサイト、ベイナイトの面積率が７０％以上であり、粒内変態フェライトの面積率が１０％以上であり、残部が面積率０〜２０％のポリゴナルフェライトであることを特徴とする低温靱性に優れた引張り強度７７０ＭＰａ以上の高強度鋼用の連続鋳造鋳片。
（２）質量％で、
Ｃｒ：＜１．０％， Ｃｕ：＜１．０％，
Ｖ：＜０．１０％， Ｂ：０．０００５−０．００２０％，
Ｃａ：＜０．００６％， ＲＥＭ：＜０．０２％，
Ｍｇ：＜０．００６％， Ｚｒ：＜０．１０％，
の１種または２種以上、を含有することを特徴とする（１）記載の低温靱性に優れた引張り強度７７０ＭＰａ以上の高強度鋼用の連続鋳造鋳片。
（３）Ａｌ：＜０．００４％であることを特徴とする（１）または（２）記載の低温靱性に優れた引張り強度７７０ＭＰａ以上の高強度鋼用の連続鋳造鋳片。
（４）（１）〜（３）のいずれか１項に記載の連続鋳造鋳片の製造方法であって、質量％で、
Ｃ：０．０３−０．１０％， Ｓｉ：＜０．６％，
Ｍｎ：１．２−２．５％，Ｐ：＜０．０１５％，
Ｓ：＜０．００３％，Ｎｉ：０．１−１．０％，
Ｍｏ：０．１５−０．６０％，Ｎｂ：０．００５−０．１０％，
Ｎ：０．００１−０．００６％，Ｔｉ：０．００５−０．０５０％，
を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる溶鋼において、Ａｌ：＜０．００４％として連続鋳造した後、得られた連続鋳造鋳片を、表面温度８００〜５００℃の間を１００分以下で、冷却することを特徴とする低温靱性に優れた引張り強度７７０ＭＰａ以上の高強度鋼用の連続鋳造鋳片の製造法。
（５）質量％で、
Ｃｒ：＜１．０％， Ｃｕ：＜１．０％，
Ｖ：＜０．１０％， Ｂ：０．０００５−０．００２０％，
Ｃａ：＜０．００６％， ＲＥＭ：＜０．０２％，
Ｍｇ：＜０．００６％， Ｚｒ：＜０．１０％，
の１種または２種以上、を含有することを特徴とする（４）記載の低温靱性に優れた引張り強度７７０ＭＰａ以上の高強度鋼用の連続鋳造鋳片の製造法。
【０００８】
（６）（１）〜（３）のいずれか１項に記載の連続鋳造鋳片をオーステナイト域に再加熱し、制御圧延を行い、その後空冷以上の冷却速度で冷却して製造されたことを特徴とする低温靱性に優れた高強度鋼。
【０００９】
なお、ここでマルテンサイト、ベイナイトとはこれらが焼戻しされた状態のものも含めて言う。
【００１０】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の内容について詳細に説明する。本発明の対象とするようなＴＳが７７０MPa を越えるような高強度鋼用の連続鋳造鋼片では、合金含有量が多く焼入れ性が高いために、冷却速度が遅いにもかかわらずマルテンサイトまたはベイナイト組織になり、通常はフェライトは生成しない。変態後も徐冷却されるために、マルテンサイトやベイナイトは焼戻しされた状態になっている。これらを、例えば２００mm以上の厚さの鋼片での雰囲気加熱中の加熱に相当する１０℃／分以下の加熱速度で１１００℃まで加熱すると、鋳造組織に相当する連続鋳造鋳片での組織を引き継いだ極めて粗大な組織になる。しかし、連続鋳造鋳片の組織にフェライトが分散して少量生成すると細粒化することがわかった。フェライト生成量と再加熱結晶粒径の関係を検討するために、以下のような検討を行った。
【００１１】
まず、鋳造後の冷却パターンを変化させて粒内変態フェライト生成量を変化させた。これを６℃／分で１１００℃まで加熱し、急冷してその結晶粒径を測定した。図１の結果から明らかなように粒内変態フェライトが生成すると、再加熱時の結晶粒径は最大粒径が２５０μｍ以下と細かくなり、面積率にして粒内フェライトが１０％以上生成すると安定して細粒が得られるようになる。これは、フェライトとマルテンサイト、ベイナイトの界面からオーステナイトが核生成し、かつ粒内変態フェライトは結晶粒内に均一に分散して生成する特徴があるためである。従って、マルテンサイト、ベイナイト組織中の粒内変態フェライトは面積率にして１０％以上必要である。粒内変態フェライトの生成比率の上限は特に規定しないが、これは１０％以上では細粒化の効果がほぼ一定であることと、粒内変態フェライトが生成できる割合は自ずから上限が存在するからである。
【００１２】
この発明の目的とするような高強度鋼用の化学成分組成ではポリゴナルフェライトは生成しにくいが、化学成分量が比較的低い時や、鋳造後の冷却速度が比較的遅い場合にはポリゴナルフェライトも生成することがある。ポリゴナルフェライトは粒内変態フェライトと併存して若干の細粒化効果を有する。この効果は付加的であるので特に下限値を規定しない。また上限値についても自ずから限界があるので特に規定しないが、５０％程度である。このような粒内変態フェライトが面積率で１０％以上存在し、また場合によりポリゴナルフェライトが存在すると、低い加熱速度で再加熱した場合でも細粒のオーステナイト粒になる。
【００１３】
低温靱性に優れた高強度鋼は特定の化学成分で得られるので以下に、この化学成分の限定理由について述べる。
Ｃ量は０．０３〜０．１０％に限定する。炭素は鋼の強度向上に極めて有効であり、マルテンサイト組織において目標とする強度を得るためには、最低０．０３％は必要である。しかし、Ｃ量が多すぎると母材、ＨＡＺの低温靱性や現地溶接性の著しい劣化を招くので、その上限を０．１０％とした。
【００１４】
Ｓｉは脱酸や強度向上のために添加する元素であるが、多く添加するとＨＡＺ靱性、現地溶接性を著しく劣化させるので、上限を０．６％とした。ただし、鋼の脱酸はＡｌでもＴｉでも十分可能であり、Ｓｉは必ずしも添加する必要はない。
Ｍｎは本発明鋼のミクロ組織を下部ベイナイト主体の組織とし、優れた強度・低温靱性のバランスを確保する上で不可欠な元素であり、その下限は１．２％である。しかし、Ｍｎが多すぎると鋼の焼入れ性が増してＨＡＺ靱性、現地溶接性を劣化させるだけでなく、連続鋳造鋼片の中心偏析を助長し、母材の低温靱性をも劣化させるので上限を２．５％とした。
【００１５】
Ｎｉを添加する目的は低炭素の本発明鋼の低温靱性を、現地溶接性を劣化させることなく向上させるためである。Ｎｉ添加はＭｎやＣｒ，Ｍｏ添加に比較して圧延組織（とくに連続鋳造鋼片の中心偏析帯）中に低温靱性に有害な硬化組織を形成することが少ないばかりか、０．１％以上の微量Ｎｉ添加がＨＡＺ靱性の改善にも有効であることが判明した。しかし、添加量が多すぎると、経済性だけでなく、ＨＡＺ靱性や現地溶接性を劣化させるので、その上限を１．０％とした。また、Ｎｉ添加は連続鋳造時、熱間圧延時におけるＣｕ割れの防止にも有効である。この場合、ＮｉはＣｕ量の１／３以上添加する必要がある。
【００１６】
Ｍｏを添加する理由は鋼の焼入れ性を向上させ、目的とする下部ベイナイト主体の組織を得るためである。Ｂ添加鋼においてはＭｏの焼入れ性向上効果が高まり、Ｂ添加鋼ではＭｏ添加が特に有効である。また、ＭｏはＮｂと共存して制御圧延時にオーステナイトの再結晶を抑制し、オーステナイト組織の微細化にも効果がある。このような効果を得るために、Ｍｏは最低でも０．１５％必要である。しかし、過剰なＭｏ添加はＨＡＺ靱性、現地溶接性を劣化させるので上限は、０．６０％とした。
【００１７】
また、本発明鋼では、必須の元素としてＮｂ：０．００５〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％を含有する。ＮｂはＭｏと共存して制御圧延時にオーステナイトの再結晶を抑制して組織を微細化するだけでなく、析出硬化や焼入れ性増大にも寄与し、鋼を強靱化する。特にＮｂとＢが共存すると焼入れ性向上効果が相乗的に高まる。しかし、Ｎｂ添加量が多すぎると、ＨＡＺ靱性や現地溶接性に悪影響をもたらすので、その上限を０．１０％とした。一方、Ｔｉ添加は微細なＴｉＮを形成し、スラブ再加熱時およびＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑制してミクロ組織を微細化し、母材およびＨＡＺの低温靱性を改善する。また、Ｂの焼入れ性向上効果に有害な固溶ＮをＴｉＮとして固定する役割も有する。この目的のために、Ｔｉ量は３．４Ｎ（各々重量％）以上添加することが望ましい。また、Ａｌ量が少ない時（たとえば０．００４％以下）、Ｔｉは酸化物を形成し、粒内変態フェライト生成核として作用し、本発明の目的の細粒化に特に有効である。このようなＴｉＮの効果を発現させるためには、最低０．００５％のＴｉ添加が必要である。しかし、Ｔｉ量が多すぎると、ＴｉＮの粗大化やＴｉＣによる析出硬化が生じ、低温靱性を劣化させるので、その上限を０．０５０％に限定した。
【００１８】
Ａｌは通常脱酸材として鋼に含まれる元素で、組織の微細化にも効果を有する。しかし、Ａｌ量が０．０６％を越えるとＡｌ系非金属介在物が増加して鋼の清浄度を害するので、上限を０．０６％とした。しかし、脱酸はＴｉあるいはＳｉでも可能であり、Ａｌは必ずしも添加する必要はない。
ＮはＴｉＮを形成しスラブ再加熱時およびＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑制して母材、ＨＡＺの低温靱性を向上させる。このために必要な最小量は０．００１％である。しかし、Ｎ量が多すぎるとスラブ表面疵や固溶ＮによるＨＡＺ靱性の劣化、Ｂの焼入れ性向上効果の低下の原因となるので、その上限は０．００６％に抑える必要がある。
【００１９】
さらに、本発明では、不純物元素であるＰ，Ｓ量をそれぞれ０．０１５％、０．００３％未満とする。この主たる理由は低温靱性をより一層向上させるためである。Ｐ量の低減は連続鋳造スラブの中心偏析を軽減するとともに、粒界破壊を防止して低温靱性を向上させる。また、Ｓ量の低減は熱間圧延で延伸化するＭｎＳを低減して延靱性を向上させる効果がある。
【００２０】
つぎに、Ｖ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｂ，Ｃａ，ＲＥＭ，Ｍｇ，Ｚｒを添加する目的について説明する。
基本となる成分に、更にこれらの元素を添加する主たる目的は、特徴を損なうことなく、強度・靱性の一層の向上や製造可能な鋼材サイズの拡大をはかるためである。したがって、その添加量は自ずから制限されるべき性質のものである。
【００２１】
ＶはＮｂとほぼ同様の効果を有するが、その効果はＮｂに比較して弱い。しかし、超高強度鋼におけるＶ添加の効果は大きく、ＮｂとＶの複合添加は本発明鋼の優れた特徴をさらに顕著なものとする。上限はＨＡＺ靱性、現地溶接性の点から０．１０％まで許容できる。
Ｃｕは母材、溶接部の強度を増加させるが、多すぎるとＨＡＺ靱性や現地溶接性を著しく劣化させる。このためＣｕ量の上限は１．０％である。
【００２２】
Ｃｒは母材、溶接部の強度を増加させるが、多すぎるとＨＡＺ靱性や現地溶接性を著しく劣化させる。このためＣｒ量の上限は１．０％である。
Ｂは極微量で鋼の焼入れ性を飛躍的に高め、上部ベイナイトの生成を抑制し下部ベイナイト主体の組織を得るために、極めて有効な元素である。１％Ｍｎに相当する効果がある。さらに、ＢはＭｏの焼入れ性向上効果を高めると共に、Ｎｂと共存して相乗的に焼入れ性を増す。このような効果を得るためには、Ｂは最低でも０．０００５％必要である。一方、過剰に添加すると、低温靱性を劣化させるだけでなく、かえってＢの焼入れ性向上効果を消失せしめることもあるので、その上限を０．００２０％とした。
【００２３】
ＣａおよびＲＥＭは硫化物（ＭｎＳ）の形態を制御し、低温靱性を向上（シャルピー試験の吸収エネルギーの増加など）させる。Ｃａ量が０．００６％、ＲＥＭが０．０２％を越えて添加するとＣａＯ−ＣａＳまたはＲＥＭ−ＣａＳが大量に生成して大型クラスター、大型介在物となり、鋼の清浄度を害するだけでなく、現地溶接性にも悪影響をおよぼす。このためＣａ添加量の上限を０．００６％またはＲＥＭ添加量の条件を０．０２％に制限した。
【００２４】
Ｍｇは微細分散した酸化物を形成し、溶接熱影響部の粒粗大化を抑制して低温靱性を向上させる。０．００６％以上では粗大酸化物を生成し逆に靱性を劣化させるので上限を０．００６％とした。
ＺｒはＰ化合物を形成して実質的に低Ｐ化を実現し、低温靱性を向上させる効果がある。しかし、０．１０％を越えて含有すると粗大な酸化物を形成し、却って低温靱性を劣化させるので添加量の０．１０％以下とした。
【００２５】
上記のような化学成分組成を有する鋼は基本的に低温靱性が優れた高強度鋼になる。
このような鋼において、さらにＡｌ含有量を０．００４％未満にすることで通常の連続鋳造において微細に分散したＴｉ酸化物が形成され、これから粒内変態フェライトが生成する。表面温度にして８００〜５００℃を１００分以下で冷却すると、特に粒内変態フェライトは生成しやすい。
【００２６】
このように、粒内変態フェライトが面積率にして１０％以上存在する本発明の鋳片をオーステナイト域に再加熱すると細粒のオーステナイトになり、これから制御圧延をおこなうと低温靱性の優れた高強度鋼が得られる。
【００２７】
【実施例】
表１に示す化学成分の鋼を転炉で溶成し、連続鋳造により２５０mm厚の鋳片を製造した。これらを１０５０℃に再加熱し（６００℃から９００℃の平均加熱速度は約６℃／分）、９５０℃以下の温度で１００mmから２０mmまで制御圧延し、７４０℃で圧延を終了して、板厚中央の平均冷却速度が約２０℃／秒となるように４００℃まで冷却し鋼板を製造した。
【００２８】
これらについて、鋳片でのフェライト割合、再加熱後そのまま冷却して観察した結晶粒径、圧延後の鋼板の引張り試験結果（ＴＳ）、シャルピー試験結果（ｖＴｒｓ）、板厚方向に測定した結晶粒径を表２に示す。
【００２９】
【表１】
0003898814.tif 000002
【００３０】
【表２】
0003898814.tif 000003
【００３１】
【発明の効果】
本発明によれば、従来と同じ熱間加工工程で容易に低温靱性に優れた細粒組織の高強度鋼が製造可能になった。
【図面の簡単な説明】
【図１】図１は、鋳片の粒内変態フェライト生成量と、１１００℃加熱後の結晶粒径との関係を示すグラフである。
【図１】
0003898814.tif 000004