(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：0.07〜0.16wt％、        Si：0.20wt％以下、
Mn：0.60〜1.20wt％、        Cu：0.5 wt％以下、
Ni：1.0 〜3.0 wt％、        Cr：0.30〜1.20wt％、
Mo：0.30〜0.80wt％、        Ｖ：0.01〜0.1 wt％、
Nb：0.005 〜0.03wt％、      Al：0.015 〜0.10wt％、
Ｂ：0.0005〜0.0020wt％、    Ｐ：0.010 wt％以下、
Ｓ：0.005 wt％以下、        Ｎ：0.005 wt％以下、
Ca：0.0008〜0.0035wt％
を含有し、残部は実質的にFeの組成になる溶鋼を、連続鋳造にてスラブとし、得られた鋼スラブを1050℃以上に加熱したのち、 980〜940 ℃での圧下率：20％以上、圧延終了温度：940 ℃以上、975 ℃以下の条件で圧延し、ついで常温まで冷却したのち、Ａc3点〜1050℃の温度域に再加熱後焼入れする処理を２回以上繰り返し、引き続きＡc1点以下の温度で焼戻し処理後、水冷することを特徴とする、靱性に優れた連続鋳造製調質型高張力鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、連続鋳造による靱性に優れた調質型高張力鋼板の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年、揚水発電所をはじめとして、圧力容器、橋梁および海洋構造物などの溶接構造物について、大型化がより一層要求されている。
溶接構造物の大型化に伴い、構造物の軽量化を図るために、高張力鋼板の使用量が増加する傾向にある。
高張力鋼板の使用は、構造物の軽量化のみならず、それに伴う運搬等の効率の向上、さらには各構造部材の薄肉化による溶接施工性の向上など多くのメリットが得られる。
【０００３】
この種の高張力鋼板としては、従来からＨＴ780 クラスが実用化されているが、ＨＴ980 クラスの鋼種は未だ使用されていない。
この理由は、ＨＴ980 クラスでは、所定の強度・靱性を得るために多量の合金元素が含有されているため、溶接性が十分ではなく、また所定の強度を付与できたとしても同時に優れた低温靱性を付与することは難しいなどの問題を有するからである。
なお、ＨＴ980 鋼に関しては、特公平１-25371号公報や特公平１-21847号公報あるいは特公平６-70250号公報などにその製造方法が開示されている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、上記したＨＴ980 鋼を製造する際に、製造コストの低減を目的として連続鋳造を利用した場合には、板厚中心部に生じる中心偏析によって板厚中心の靱性が劣化し、十分満足のいく靱性が得られないという問題があった。
特に、かような中心偏析に起因した靱性の劣化は、強度レベルが高くなるほど顕著であり、また強度レベルに応じて要求される靱性レベルもより厳しくなることから、連続鋳造製のＨＴ980 鋼においては、板厚中心部の靱性改善が大きな課題であった。
【０００５】
この発明は、上記の問題を有利に解決するもので、連続鋳造法を利用してＨＴ980 鋼を製造する場合に、従来懸念された板厚中心部における靱性の劣化を効果的に解消した連続鋳造製調質型高張力鋼板の有利な製造方法を提案することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
さて、発明者らは、上記の目的を達成すべく鋭意研究を重ねた結果、以下に述べる知見を得た。
なお、この発明で対象とする高張力鋼の目標特性は、降伏強度：885 MPa 以上、引張強度：950 MPa 以上およびシャルピー衝撃試験での破面遷移温度：−60℃以下である。
【０００７】
(1) 所望の強度・靱性を確保するためには、焼入れ、焼戻しにより鋼材組織を（マルテンサイト＋下部ベイナイト）組織にする必要があり、中心偏析を有する  980 MPa 級鋼では上記組織を従来以上に均一、細粒化する必要がある。
(2) 従来の再加熱焼入れ−焼戻し鋼では、一般的に焼入れ前の圧延組織制御は行っていなかったが、圧延後の組織によっては再加熱時にγ粒径が不均一になったり、十分に細粒化できない場合がある。
(3) この点、再結晶温度範囲の低温域で圧延を終了し、その後空冷すれば、再加熱時の組織を微細・均一化できる。
(4) また、上記の再加熱焼入れを繰り返すことによって、焼入れ前のγ粒径を均一に細粒化できる。
(5) この均一・微細γ粒からの繰り返し焼入れ−焼戻し処理によって得られる微細な（マルテンサイト＋下部ベイナイト）組織によって、偏析を有する板厚中心部の靱性は著しく改善される。
(6) さらに、中心偏析の元凶である硫化物について、Caの添加によってその形態制御を行うことにより、中心部靱性の一層の改善が達成される。
【０００８】
この発明は、上記の知見に立脚するものである。
すなわち、この発明は、
Ｃ：0.07〜0.16wt％、        Si：0.20wt％以下、
Mn：0.60〜1.20wt％、        Cu：0.5 wt％以下、
Ni：1.0 〜3.0 wt％、        Cr：0.30〜1.20wt％、
Mo：0.30〜0.80wt％、        Ｖ：0.01〜0.1 wt％、
Nb：0.005 〜0.03wt％、      Al：0.015 〜0.10wt％、
Ｂ：0.0005〜0.0020wt％、    Ｐ：0.010 wt％以下、
Ｓ：0.005 wt％以下、        Ｎ：0.005 wt％以下、
Ca：0.0008〜0.0035wt％
を含有し、残部は実質的にFeの組成になる溶鋼を、連続鋳造にてスラブとし、得られた鋼スラブを1050℃以上に加熱したのち、 980〜940 ℃での圧下率：20％以上、圧延終了温度：940 ℃以上、975 ℃以下の条件で圧延し、ついで常温まで冷却したのち、Ａc3点〜1050℃の温度域に再加熱後焼入れする処理を２回以上繰り返し、引き続きＡc1点以下の温度で焼戻し処理後、水冷することを特徴とする、靱性に優れた連続鋳造製調質型高張力鋼板の製造方法である。
【０００９】
以下、この発明を具体的に説明する。
まず、この発明において、素材の成分組成を上記の範囲に限定した理由について説明する。
Ｃ：0.07〜0.16wt％
Ｃは、鋼板の強度確保のために必要な元素であるが、含有量が0.07wt％未満ではその添加効果に乏しく、一方0.16wt％を超えると溶接低温割れ感受性が高くなる等の問題が生じるので、Ｃ量は0.07〜0.16wt％の範囲に限定した。
【００１０】
Si：0.20wt％以下
Siは、鋼の脱酸および強度確保のために有用な元素であるが、0.20wt％を超えて添加されると島状マルテンサイトの生成に起因して靱性とくに溶接継手部や溶接熱影響部の靱性が劣化するので、Si量は0.20wt％以下に限定した。
【００１１】
Mn：0.60〜1.20wt％
Mnは、鋼の脱酸に寄与するだけでなく、焼入性を確保する上でも有用な元素であるが、含有量が0.60wt％未満ではその添加効果に乏しく、一方1.20wt％を超えると溶接性および母材靱性の劣化を招くので、Mn量は0.60〜1.20wt％の範囲に限定した。
【００１２】
Cu：0.5 wt％以下
Cuは、靱性の劣化なしに強度を高める有用元素であるが、0.5 wt％を超えて添加してもその効果は飽和に達し、むしろコストの上昇を招くので、Cu量は 0.5wt％以下に限定した。
【００１３】
Ni：1.0 〜3.0 wt％
Niは、焼入れ性のみならず低温靱性の改善に有効に寄与するが、含有量が 1.0wt％未満では高張力鋼板として必要な強度・靱性を付与することができず、一方3.0 wt％を超えて添加してもその効果は飽和に達し、むしろコストアップにつながるので、Ni量は 1.0〜3.0 wt％の範囲に限定した。
【００１４】
Cr：0.30〜1.20wt％
Crは、鋼の焼入性と強度を確保する上で有用な元素であるが、含有量が0.30wt％未満ではその添加効果に乏しく、一方1.20wt％を超えると溶接性のみならず母材特性の劣化を招くので、Cr量は0.30〜1.20wt％の範囲に限定した。
【００１５】
Mo：0.30〜0.80wt％
Moは、焼入性の改善に寄与するだけでなく、焼戻し軟化抵抗性を高めて強度を向上させる有用元素であるが、含有量が0.30wt％未満ではその添加効果に乏しく、一方0.80wt％を超えると溶接性の著しい劣化を招くので、Mo量は0.03〜0.80wt％の範囲に限定した。
【００１６】
Ｖ：0.01〜0.1 wt％
Ｖは、鋼の強度向上に有効に寄与するが、含有量が0.01wt％に満たないとその添加効果に乏しく、一方 0.1wt％を超えると母材靱性のみならず溶接性が著しく劣化するので、Ｖ量は0.01〜0.1 wt％の範囲に限定した。
【００１７】
Nb：0.005 〜0.03wt％
Nbは、鋼中に微細に析出し、そのピン止め効果によってオーステナイト粒の成長を抑制し、ひいてはオーステナイト粒を細粒化する有用元素であるが、含有量が 0.005wt％未満ではかような微細化効果が得られず、一方0.03wt％を超えると溶接性が損なわれるので、Nb量は 0.005〜0.30wt％の範囲に限定した。
【００１８】
Al：0.015 〜0.10wt％
Alは、脱酸剤として有用であり、そのためには少なくとも 0.015wt％を必要とするが、含有量が0.10wt％を超えるとアルミナ等の脱酸生成物が増大しかえって靱性の劣化を招くので、Al量は 0.015〜0.10wt％の範囲に限定した。
【００１９】
Ｂ：0.0005〜0.0020wt％
Ｂは、微量の添加で焼入性を向上させ、ひいては鋼の強度・靱性を向上させる極めて有用な成分であるが、含有量が0.0005wt％未満ではその添加効果に乏しく一方0.0020wt％を超えるとその効果は飽和に達するので、Ｂ量は0.0005〜0.0020wt％の範囲に限定した。
【００２０】
Ｐ：0.010 wt％以下
Ｐは、鋼の焼戻し脆性を促進させ、靱性を劣化させるので、極力低減することが望ましいが、含有量が 0.010wt％以下であれば許容できるので、Ｐ量は 0.010wt％以下に限定した。
【００２１】
Ｓ：0.005 wt％以下
Ｓは、鋼中にMnＳの形態で存在すると、圧延によって展伸され、特に高強度鋼においては展伸した介在物に起因して靱性の著しい劣化を招くので、極力低減することが好ましいが、含有量が 0.005wt％以下であれば許容される。
【００２２】
Ｎ：0.005 wt％以下
固溶Ｂ量を確保して焼入性を向上させ、母材の強度および靱性を向上させるためには、Ｎ含有量は少ない方が好ましく、特にＮを0.005 wt％以下にすると共にAlを 0.015〜0.10wt％に調整してやれば、固溶Ｂの焼入性向効果によって効果的に母材の強度・靱性が向上するので、Ｎ量は0.005 wt％以下に限定した。
【００２３】
Ca：0.0008〜0.0035wt％
この発明の特徴は、後述する熱間圧延における圧延制御と共に、このCaを含有させるところにある。
すなわち、このCaは、靱性を低下させるＳをオキシサルファイドの形で形態制御することによってMnＳの生成を抑制し、靱性を向上させる作用がある。そのためには、少なくとも0.0008wt％の含有を必要とするが、0.0035wt％を超えて多量に添加されるとその介在物自身によって靱性の低下を招くので、Ca量は0.0008〜0.0035wt％の範囲に限定した。
【００２４】
次に、この発明において、製造条件を上記の範囲に限定した理由について説明する。
スラブ加熱条件
圧延時のスラブ加熱に際しては、ＶやNb等の炭窒化物およびＢＮ等を完全に固溶させる必要があるが、加熱温度が1050℃に満たないと上記のような炭・窒化物を十分に固溶させることができないので、スラブ加熱温度は1050℃以上とする必要がある。
【００２５】
圧延条件
この発明の中で、前述したCaの添加と共に特に重要な要件であり、この圧延によって如何に均一で微細なγ粒を生成させるかが、その後の熱処理での最終組織の状態を決定する。
まず、圧延仕上げ温度は、この鋼の再結晶温度領域のできるだけ低温側とすることが重要であり、かような低温域で圧延することにより、その後の再加熱時における組織を均一・微細とすることができる。
しかしながら、圧延仕上げ温度が 940℃を下回ると、未再結晶温度領域で圧下が加わることになるため鋼板に異方性が生じるだけでなく、圧延終了後の冷却過程において部分的に変態が起こり易くなることから組織の均一化が図れず、その後の再加熱過程でγ粒径が混粒になり易く破壊の単位が場所によって異なるようになるため、安定した高靱性が得られなくなる。
従って、圧延終了温度は 940℃以上、975℃以下の範囲に限定した。
【００２６】
また、圧下量については、できるだけ再結晶温度域の低温で付与する方がγ粒の均一微細化に有効であるので、この発明では 980〜940 ℃の温度域で20％以上の圧下を付与するものとした。
というのは、圧下量が20％に満たなかったり、圧下温度が 980℃以上の高温域では、十分な均一化が図れず、一部高温での再結晶粒がそのまま成長した大きなγ粒が存在し、混粒となるからである。
このように、熱処理前の組織の均一微細化のためには、 980〜940 ℃の温度域において20％以上の圧下を加えると共に、 940℃以上、975℃以下の温度で圧延を終了させることが重要である。
【００２７】
ついで、常温まで冷却する。この時の冷却速度は、組織の微細化の面からは、加速冷却や焼入れによる急冷処理が有効であるが、均一化の面から空冷あるいは徐冷とするのが好ましい。
【００２８】
繰り返し再加熱焼入れ処理
第一回目の焼入れは、γ域に加熱することによって再結晶によるγ粒の微細化と均一化を図るための処理である。従って、Ａc3点以上に加熱する必要があるが、1050℃を超えると逆に部分的なγ粒の成長が生じ、均一化の面で問題が生じるので、第一回目の焼入れ温度はＡc3〜1050℃とする必要がある。
第二回目以降の焼入れは、第一回目の焼入れを繰り返すことによって、細粒化を進めると共に、より一層の均一化を進めるために行うものである。焼入れ温度は、均一化の面ではＡc3〜1050℃であれば問題ないが、細粒化の面からは一回目の焼入れ温度よりも幾分低温に設定した方がより効果がある。
【００２９】
焼戻し処理条件
焼戻し処理は、上記した焼入れ処理によって導入された歪みを除去すると共に、炭化物を微細に析出させることによって、強度−靱性バランスを改善するために行うものである。
かような焼戻し処理は、一般にＡc1点以下の温度域で行われるが、この発明でもＡc1点以下で焼戻すことによって十分満足のいく効果が得られるので、焼戻し温度はＡc1点以下に限定した。
なお、この発明では、焼戻し処理後、水冷により急冷することも重要である。というのは、焼戻し後の冷却速度が遅いと、焼戻し脆化感受性が高まって、靱性の劣化を招くからである。
【００３０】
【実施例】
表１に示す成分組成に調整した溶鋼を、連続鋳造法によってスラブとした後、表２に示す条件で処理し、板厚：50mmの厚鋼板を製造した。
得られた各鋼板について、中心偏析の存在する板厚中央かつ板幅中央から試験片を切り出して機械的性質を調査した。
得られた結果を表２に示す。
【００３１】
【表１】
0004134355.tif 000002
【００３２】
【表２】
0004134355.tif 000003
【００３３】
表２に示した結果から明らかなように、この発明に従い製造した鋼板はいずれも、良好な強度（降伏強度：885 MPa 以上, 引張り強度：950 MPa 以上）および靱性（破面遷移温度：−60℃以下）が得られている。
これに対し、成分組成がこの発明の適正範囲から外れた場合、また適正な成分組成鋼を用いたとしても処理方法がこの発明の規定から外れた場合には、上記の目標特性を得ることができなかった。
【００３４】
【発明の効果】
かくして、この発明によれば、連続鋳造法によって製造された中心偏析部を有する鋼スラブを素材とする場合であっても、降伏強度：885 MPa 以上、引張り強度：950 MPa 以上および破面遷移温度：−60℃以下の優れた特性を有する高張力鋼板を安定して製造することができ、生産性の向上および製造コストの低減の面で偉効を奏する。