JP2004124114A - 靭性に優れた非水冷型薄手低降伏比高張力鋼およびその製造方法 - Google Patents
靭性に優れた非水冷型薄手低降伏比高張力鋼およびその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP2004124114A JP2004124114A JP2002285754A JP2002285754A JP2004124114A JP 2004124114 A JP2004124114 A JP 2004124114A JP 2002285754 A JP2002285754 A JP 2002285754A JP 2002285754 A JP2002285754 A JP 2002285754A JP 2004124114 A JP2004124114 A JP 2004124114A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel
- toughness
- martensite
- water
- less
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
【課題】靭性と溶接性に優れた高張力鋼の製造方法を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１２％、Ｓｉ：０．１５〜０．６％、Ｍｎ：１．０〜２．５％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ｎｂ：０．０２〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３５％、Ａｌ：０．０６％以下、Ｎ：０．００６％以下、さらにＣａ：０．０００５〜０．００４％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．００４％のいずれか１種または２種を含有し、必要に応じ、特定量のＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｔａのうち１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、鋼の微視組織がフェライトとセメンタイトを含む組織であるパーライトまたはベイナイトを主たる構成組織として、さらにマルテンサイトまたはマルテンサイト−オーステナイト混合相（ＭＡ−ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）を組織構成比率で１〜１０％を含む。
【選択図】 なし
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１２％、Ｓｉ：０．１５〜０．６％、Ｍｎ：１．０〜２．５％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ｎｂ：０．０２〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３５％、Ａｌ：０．０６％以下、Ｎ：０．００６％以下、さらにＣａ：０．０００５〜０．００４％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．００４％のいずれか１種または２種を含有し、必要に応じ、特定量のＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｔａのうち１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、鋼の微視組織がフェライトとセメンタイトを含む組織であるパーライトまたはベイナイトを主たる構成組織として、さらにマルテンサイトまたはマルテンサイト−オーステナイト混合相（ＭＡ−ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）を組織構成比率で１〜１０％を含む。
【選択図】 なし
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、特に板厚１５ｍｍ以下の比較的薄手で、ＡＰＩ規格Ｘ７０級相当以上の強度と高いシャルピー衝撃吸収エネルギーを有し、降伏比が低い（８７％以下）鋼材およびその製造方法に関するもので、鉄鋼業においては、主として厚板への適用が最も好適である。本願発明により得られる鋼材は、建築、土木、海洋構造物、造船、各種の貯槽タンク、建築機械や産業機械、ラインパイプなどの溶接構造用鋼として広範な用途に適用できる。
【０００２】
【従来の技術】
鋼材の高張力化は、鋼成分の調整ももちろんあるが、製造プロセス上ではＴＭＣＰ（ｔｈｅｒｍｏ−ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ ｃｏｎｔｒｏｌ ｐｒｏｃｅｓｓ）と呼ばれる圧延温度の低温化、いわゆる制御圧延や、圧延後の加速冷却などが、過去多くの公開公報、特許公報などを含む公知文献でその技術が開示されており、当業者においては広く知られている（例えば、特許文献１、特許文献２、特許文献３、特許文献４、特許文献５など）。
【０００３】
しかし、薄手、特に本願発明が対象とする板厚１５ｍｍ以下の鋼材においては、圧延後の加速冷却（一般には水冷）は、冷却の不均一に起因する形状あるいは残留応力の観点から問題が多い。形状はいうまでもなく、残留応力の不均一は切断後の変形などの問題が生じる。一方、非水冷の制御圧延ままによる方法では、降伏比が高くなるという問題があった。発明者らの経験によれば、板厚１５ｍｍ以下でＸ７０級の高張力鋼では降伏比は９０％超となる。
【０００４】
また、過度な制御圧延は、シャルピー衝撃試験破面にセパレーションと呼ばれる鋼板板面に平行な割れが生じ、延・脆性破面遷移温度としては低温となるものの、衝撃試験時の吸収エネルギー自体は低下し、１００％延性温度領域での延性亀裂への抵抗は低い。
【０００５】
なお、当業者においては、低降伏比化のために、圧延後、フェライトとオーステナイトの二相域に再加熱する方法が広く知られており、これも過去多くの公開公報、特許公報などを含む公知文献でその技術が開示されている（例えば、特許文献６、特許文献７、特許文献８、特許文献９、特許文献１０、特許文献１１など）。
【０００６】
以上のように、靭性、とりわけシャルピー衝撃吸収エネルギーが高く、降伏比の低い薄手の高張力鋼を得ることは、水冷型、非水冷型（制御圧延まま）を問わず極めて困難であった。
【０００７】
【特許文献１】
特開昭５６−１６６３２０号公報
【特許文献２】
特開昭５７−１３４５１４号公報
【特許文献３】
特開昭５８−７７５２８号公報
【特許文献４】
特開昭６２−９３３４６号公報
【特許文献５】
特開平３−１６２５２１号公報
【特許文献６】
特開昭５５−９７４２５号公報
【特許文献７】
特開昭５５−１１５９２１号公報
【特許文献８】
特開昭５５−１３１１３０号公報
【特許文献９】
特開平３−１６２５１８号公報
【特許文献１０】
特開平４−１１０４２２号公報
【特許文献１１】
特開２００１−２２６７１３号公報
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
本願発明は、従来、極めて困難であった非水冷型すなわち制御圧延ままでシャルピー衝撃吸収エネルギーが高く、降伏比の低い薄手の高張力鋼を工業的に安定して供給可能な方法を提供するものである。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明のポイントは、制御圧延でありながらシャルピー衝撃吸収エネルギーが高く、降伏比の低い薄手の高張力鋼を得ることであり、そのために、Ｃ量をはじめとする各種合金元素の適正添加とともに炭素当量（Ｃｅｑ）、溶接割れ感受性組成（ＰＣＭ）範囲の限定と微視組織の制御を本発明の通り限定したものである。その要旨は以下に示す通りである。
【００１０】
（１）鋼成分が質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．１２％、
Ｓｉ：０．１５〜０．６％、
Ｍｎ：１．０〜２．５％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｎｂ：０．０２〜０．１％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３５％、
Ａｌ：０．０６％以下、
Ｎ：０．００６％以下、
の範囲内で、
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４、
ＰＣＭ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ、
と定義する炭素当量Ｃｅｑおよび溶接割れ感受性組成ＰＣＭがそれぞれ０．３２〜０．４５％、０．１５〜０．２４％となるように含有し、さらに、
Ｃａ：０．０００５〜０．００４％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．００４％
の範囲でいずれか１種または２種を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、鋼の微視組織がフェライトとセメンタイトを含む組織であるパーライトまたはベイナイトを主たる構成組織として、さらにマルテンサイトまたはマルテンサイト−オーステナイト混合相（ＭＡ−ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）を組織構成比率で１〜１０％を含むことを特徴とする靭性に優れた非水冷型薄手低降伏比高張力鋼。
【００１１】
（２）上記鋼成分に加え、質量％で、
Ｃｕ：０．０５〜０．７％、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％の範囲でＣｕ添加量の１／２以上、
Ｃｒ：０．０５〜１．０％、
Ｍｏ：０．０５〜１．０％
の範囲内で１種または２種以上をさらに含有することを特徴とする（１）に記載の靭性に優れた非水冷型薄手低降伏比高張力鋼。
【００１２】
（３）上記鋼成分に加え、さらに、質量％で、
Ｖ：０．００５〜０．１％、
Ｔａ：０．００５〜０．１％
の範囲でいずれか１種または両者を含有することを特徴とする（１）または（２）に記載の靭性に優れた非水冷型薄手低降伏比高張力鋼。
【００１３】
（４）（１）〜（３）のいずれか１項に記載の鋼組成からなる鋳片または鋼片を、１１００〜１３００℃の温度に加熱し、９５０℃以下の温度での累積圧下量を５０％以上として７００℃以上の温度で熱間圧延を終了した後、放冷することを特徴とする、鋼の微視組織がフェライトとセメンタイトを含む組織であるパーライトまたはベイナイトを主たる構成組織として、さらにマルテンサイトまたはマルテンサイト−オーステナイト混合相（ＭＡ−ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）を組織構成比率で１〜１０％を含む靭性に優れた非水冷型薄手低降伏比高張力鋼の製造方法。
【００１４】
【発明の実施の形態】
以下に、本発明が、請求項の通りに鋼組成および製造方法を限定した理由について説明する。
【００１５】
Ｃは鋼の溶接性に最も大きな影響を及ぼし、添加量が多くなるほど溶接性を劣化させるため、添加量は低いほど好ましい。また、鋼の靭性を向上させる上でもＣ量は低いほど好ましい。しかし、必要以上にＣ量を低減すると、強度確保の困難性、およびその結果としての強度補償のための合金添加が増えるため、下限を０．０５％とした。一方、上限は、溶接性、母材および溶接部靭性の観点から０．１２％に限定した。なお、溶接性などはＣ量のみによって決まるものではないことは周知の通りで、この上限値は必ずしも臨界的な意味を持つものではなく、工業上安定して上記の特性・特徴を享受する、いわば本願発明の特徴を明確にするために限定したに過ぎない。
【００１６】
Ｓｉは、一般にセメンタイト中に固溶しにくく、セメンタイトの析出を抑制するとされ、結果として圧延後放冷でも本願発明が特徴とするマルテンサイトまたはマルテンサイト−オーステナイト混合相の生成を助長する傾向にある。この効果を享受するため、Ｓｉの下限を０．１５％に限定した。一方、必要以上に多く添加すると溶接性、溶接部靭性が劣化するため、上限を０．６％に限定した。
【００１７】
Ｍｎは、母材の強度、靭性を確保する上で有用な元素である。比較的安価な元素でもあるので、強度確保の観点から１．０％以上の添加を必須とする。上限については、多すぎる添加は連続鋳造スラブの中心偏析を助長したり、溶接性を劣化させるため２．５％に限定する。
【００１８】
Ｐは、本発明鋼においては不純物であり、Ｐ量の低減は溶接熱影響部における粒界破壊を減少させる傾向があるため、少ないほど好ましい。含有量が多いと母材、溶接部靭性を劣化させるため上限を０．０１５％とした。
【００１９】
Ｓは、Ｐと同様本発明鋼においては不純物であり、母材の低温靭性の観点からは少ないほど好ましい。含有量が多いと母材靭性、特に衝撃吸収エネルギーを低下させるとともに、溶接部靭性も劣化させるため上限を０．００５％とした。
【００２０】
Ｎｂは、本願発明においては不可欠な添加元素の一つである。その作用は、まず、圧延に先立つ加熱時において全量または部分的に固溶させることで、オーステナイトの再結晶温度を上昇させ、熱間圧延時の制御圧延の効果を享受することができる。また、Ｎｂ炭窒化物を形成することで、析出硬化としての作用も期待される。さらに、本願発明においては、固溶Ｎｂが鋼材の焼き入れ性を高めるため、放冷（制御圧延まま）でマルテンサイトまたはマルテンサイト−オーステナイト混合相を生成しやすくする。これらの効果を発揮する上で、少なくとも０．０２％以上の添加が必須である。上限については、発明者らにおいても限界を把握したわけではないが、前記効果を実験室的に確認できた範囲であること、また、溶接熱影響部靭性への悪影響が懸念されること、さらには効果に対する合金コストなども勘案した上で、０．１％に限定した。したがって、この上限値は、必ずしも前記効果に対する臨界的な意味合いはない。
【００２１】
Ｔｉは、母材および溶接部靭性に対する要求が厳しい場合には、添加することが好ましい。なぜならばＴｉは、Ａｌ量が少ないとき（例えば０．００３％以下）、Ｏと結合してＴｉ２Ｏ３を主成分とする析出物を形成、粒内変態フェライト生成の核となり溶接部靭性を向上させる。また、ＴｉはＮと結合してＴｉＮとしてスラブ中に微細析出し、加熱時のγ粒の粗大化を抑え圧延組織の細粒化に有効であり、また鋼板中に存在する微細ＴｉＮは、溶接時に溶接熱影響部組織を細粒化するためである。これらの効果を得るためには、Ｔｉは最低０．００５％必要である。しかし多すぎるとＴｉＣを多量に形成し、低温靭性や溶接性を劣化させるので、その上限は０．０３５％に限定した。
【００２２】
Ａｌは、一般に脱酸上鋼に含まれる元素であるが、脱酸はＳｉまたはＴｉだけでも十分であり、本発明鋼においては、その下限は限定しない（０％を含む）。しかし、Ａｌ量が多くなると鋼の清浄度が悪くなるだけでなく、溶接金属の靭性が劣化するので、上限を０．０６％とした。
【００２３】
Ｎは、不可避的不純物として鋼中に含まれるものであるが、Ｔｉを添加する本願発明鋼においては、ＴｉＮを形成して鋼の性質を高めたり、Ｎｂあるいは必要に応じて添加できるＶ、Ｔａと結合して炭窒化物を形成して強度を増加させる。この目的のためには、Ｎ量として最低０．００１％含有することが望ましい。しかしながら、Ｎ量の増加は溶接部靭性、溶接性に対して有害であり、歪み時効性の観点からも本発明鋼においてはその上限を０．００６％に限定した。
【００２４】
ＣａおよびＲＥＭは、ＭｎＳの形態を制御し、母材の低温靭性を向上させるほか、湿潤硫化水素環境下での水素誘起割れ（ＨＩＣ、ＳＳＣ、ＳＯＨＩＣ）感受性を低減させる。これらの効果を発揮するためには、最低０．０００５％必要である。しかし、多すぎる添加は、鋼の清浄度を逆に高め、母材靭性や湿潤硫化水素環境下での水素誘起割れ（ＨＩＣ、ＳＳＣ、ＳＯＨＩＣ）感受性を高めるため、添加量の上限は０．００４％に限定した。ＣａとＲＥＭは、ほぼ同様の効果を有するため、いずれか１種を上記範囲で添加すれば良いが、２種を添加することもできる。
【００２５】
次に、必要に応じて含有することができるＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶ、Ｔａの添加理由について説明する。
【００２６】
基本となる成分に、さらにこれらの元素を添加する主たる目的は、本発明鋼の優れた特徴を損なうことなく、強度、靭性などの特性を向上させるためである。したがって、その添加量は自ずと制限されるべき性質のものである。
【００２７】
Ｃｕは、過剰に添加しなければ、溶接性、溶接熱影響部靭性に悪影響を及ぼすことなく母材の強度、靭性を向上させる。これら効果を発揮させるためには、少なくとも０．０５％以上の添加が必須である。しかし、Ｃｕは析出硬化を示す元素としても知られ、多すぎる添加は析出硬化による材質変化が急激となって制御が困難になるのに加え、溶接性劣化や熱間圧延時にＣｕ−クラックが発生し製造困難となるため、上限を０．７％に限定した。
【００２８】
ＮｉもＣｕ同様、過剰に添加しなければ、溶接性、溶接熱影響部靭性に悪影響を及ぼすことなく母材の強度、靭性を向上させる。これら効果を発揮させるためには、少なくとも０．０５％以上の添加が必須である。一方、過剰な添加は高価なだけでなく、溶接性に好ましくないため、上限を１．０％とした。なお、Ｃｕを添加する場合、熱間圧延時のＣｕ−クラックを防止するため、前記添加範囲を満足すると同時に、Ｃｕ添加量の１／２以上とする必要がある。
【００２９】
ＣｒおよびＭｏは、母材の強度、靭性をともに向上させる。その効果を確実に享受できる最小量は０．０５％である。しかし、両元素とも添加量が多すぎると母材、溶接部の靭性および溶接性を劣化させるため、それぞれの上限を１．０％とした。
【００３０】
なお、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの添加は、耐候性にも少なからず有利に作用する。
【００３１】
ＶおよびＴａは、Ｎｂとほぼ同様の作用を有するものであるが、Ｎｂに比べてその効果は小さい。Ｎｂと同様の効果は０．００５％未満では効果が少なく、上限は０．１％まで許容できる。これらの元素は、いずれか一方で良いが、両者を添加してもよく、それぞれ単独での効果が概ね加算的に発揮される。
【００３２】
個々の元素の添加量を上述の如く限定した上で、さらに、それらの総量規制とも言うべき炭素当量Ｃｅｑ、溶接割れ感受性組成ＰＣＭもそれぞれ０．３２〜０．４５％、０．１５〜０．２４％に限定する。Ｃｅｑ、ＰＣＭはいずれも溶接性を表す指標として知られ、低いほど溶接性に優れるが、これらの上限は、溶接性に対して臨界的な意味合いをもつものではなく、本願発明の特徴を明確にするために限定したものである。それぞれの指標の下限値については、板厚や目標とする強度レベルによって変わるものであるが、一方で強度は板厚や圧延条件によっても変わるほか、両指標に含まれない元素も強度に少なからず影響を及ぼすため、前記指標（Ｃｅｑ、ＰＣＭ）のみで一義的に決まるものではない。しかし、発明者らの実験により比較的容易に高張力が得られることが確認された結果をもとに、本願発明の権利範囲を明確にするため、前記の通り下限値を限定した。
【００３３】
両指標とも鋼成分で一義的に決まるため、強度とも比較的良い相関を有し、その低減は基本的には高張力化とは相反する。そこで、本願発明の特徴をより明確に主張するため、各合金元素を前記の通り限定し、さらに鋼の微視組織および製造方法をも限定した。
【００３４】
鋼の微視組織は、フェライトとセメンタイトを含む組織であるパーライトまたはベイナイトを主たる構成組織として、さらにマルテンサイトまたはマルテンサイト−オーステナイト混合相（ＭＡ−ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）を組織構成比率で１〜１０％を含むこととする。一般に、制御圧延ままでは、フェライトとセメンタイトを含む組織であるパーライトまたはベイナイトの混合組織となるが、本願発明ではさらに、マルテンサイトまたはマルテンサイト−オーステナイト混合相（ＭＡ−ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）を組織構成比率で１〜１０％を含むことを最大の特徴としている。マルテンサイトまたはマルテンサイト−オーステナイト混合相（ＭＡ−ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）は硬くて脆いために靭性劣化要因となり、通常はその生成を極力避けることに注意が払われ、生成が避けられない場合には、それらを分解させるため焼き戻し処理が行われる。しかし、本願発明では、意図的にマルテンサイトまたはマルテンサイト−オーステナイト混合相（ＭＡ−ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）を組織構成比率で１〜１０％を生成させ、高張力化と低降伏比化に利用したものである。マルテンサイトまたはマルテンサイト−オーステナイト混合相（ＭＡ−ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）は比較的低温で変態するため、変態歪が多く導入され、引張試験時に降伏点が不明瞭となり、極端な場合には、荷重−伸び曲線が完全なラウンドな曲線を描くようになる。このようなケースでは、降伏強さとして０．２％オフセット耐力が採られるため、降伏比は極めて低くなる。このような現象を発現するために、マルテンサイトまたはマルテンサイト−オーステナイト混合相（ＭＡ−ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）は最低１％必要である。しかし、それらの生成量が多すぎると靭性を著しく劣化させるため、上限を１０％とした。なお、これらの組織構成比率は、鋼材の圧延方向断面１／４板厚位置のもので、マルテンサイトまたはマルテンサイト−オーステナイト混合相（ＭＡ−ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）の識別は、ＬｅＰｅｒａ氏液によるエッチングで白色に現出されたものとした。
【００３５】
次に、製造方法を本願発明の通り限定する理由について以下に説明する。
【００３６】
まず、前記鋼成分を有する鋳片または鋼片に対し、圧延に先立つ加熱温度は１１００〜１３００℃に限定する。構造用鋼においては、強度と靭性をバランスよく両立させることが、多くの場合最大の課題の一つとなっており、組織の微細化がその有効な解決手段の一つである。加熱時のオーステナイト粒を小さくすることは、圧延組織の微細化を図る上でも有効で、本願発明が加熱温度の上限として規定する１３００℃は加熱時のオーステナイトが極端に粗大化しない温度である。加熱温度がこれを超えるとオーステナイト粒が粗大混粒化し、変態後の組織も粗大化するため鋼の靭性が劣化する。一方、低い加熱温度は、加熱オーステナイト粒の細粒化の点では有利であるが、圧延負荷大きくなるばかりでなく、板厚によっては後述する圧延終了温度（７００℃以上）の確保が困難となる。また、圧延に先立つ加熱時にＮｂを少なくとも一部を溶体化させることで、オーステナイトの再結晶温度を上昇させ、熱間圧延時の制御圧延の効果を発揮させるため、加熱温度の下限を１１００℃に限定した。
【００３７】
前記温度範囲に再加熱した鋳片または鋼片を、圧延では９５０℃以下の温度での累積圧下量を５０％以上として７００℃以上で熱間圧延を終了する必要がある。マルテンサイトまたはマルテンサイト−オーステナイト混合相（ＭＡ−ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）を生成利用する本願発明においては、靭性への悪影響を無害化する上でそれらを微細分散生成させる必要があり、このために９５０℃以下での累積圧下量を十分確保し、圧延オーステナイトを細粒化しなければならない。その条件として、９５０℃以下の温度での累積圧下量を５０％以上としなければならない。また、圧延終了温度は、７００℃を下回ると変態が一部開始する可能性が高まり、最終組織に加工（圧延）組織を残す恐れがあり、靭性上好ましくないばかりでなく、降伏比の上昇を招くため、圧延終了温度は７００℃以上に限定する。好ましくは、圧延終了温度は７００〜８００℃である。なお、これらの温度は、モニタリングの関係上、表面温度であることはいうまでもない。
【００３８】
圧延後放冷とするのは、本明細書
【従来の技術】で述べたように、加速冷却とした場合の不均一冷却に起因する形状および残留応力問題を回避するためである。
【００３９】
【実施例】
転炉−連続鋳造−厚板工程で種々の鋼成分の鋼板（厚さ６〜１５ｍｍ）を制御圧延ままで製造し、その機械的性質を調査した。
【００４０】
表１に比較鋼とともに本発明鋼の鋼成分を、表２に鋼板の製造条件および機械的性質の調査結果を示す。なお、表２中、板厚９ｍｍおよび１０ｍｍのものについては、シャルピー衝撃試験片は７．５ｍｍサブサイズを用いた。
【００４１】
本発明法に則った成分および製造方法による鋼板（本発明鋼）は、すべてＡＰＩ規格Ｘ７０グレードとして十分な特性（強度、靭性（破面遷移温度および衝撃吸収エネルギー））を有し、かつ降伏比も低く、溶接性にも優れる。これに対し、鋼成分や製造条件が本発明の限定範囲を逸脱する比較鋼は、強度、靭性、降伏比、溶接性のいずれかまたは複数で明らかに劣っている。
【００４２】
まず、比較例１１では、成分上Ｍｎ量が高く、Ｃｅｑも高いため、予熱なしの斜めｙ形溶接割れ試験で割れが発生し溶接性に劣る。また、Ｎｂが添加されておらず、圧延終了温度も低いため、降伏比が高く、シャルピー破面遷移温度は低いが、破面にセパレーションが発生し、衝撃吸収エネルギーが低い。比較例１２は、Ｃ量が高く、Ｔｉも添加されていないため、靭性に劣る。比較例１３は、Ｓｉ、Ｍｎ量とも低く、Ｃｅｑも低いため強度が低めとなるばかりでなく、マルテンサイトまたはマルテンサイト−オーステナイト混合相（ＭＡ−ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）が生成しないため、降伏比が高い。また、９５０℃以下の累積圧下量が小さく圧延時の制御圧延の効果が十分でないばかりでなく、ＣａまたはＲＥＭも添加されていないために靭性にも劣る。なお、当該鋼ではＣｕ添加量に対してＮｉ添加量が低いため、熱間圧延時にクラックが生じ、製造が困難となった。比較例１４は、Ｓ量が高いため靭性に劣る。なお、当該鋼は、Ｃｅｑは高いがＰＣＭは適正であるため、予熱なしの斜めｙ形溶接割れ試験で割れが発生していない。比較例１５は、Ｃ量が低く、Ｃｅｑ、ＰＣＭとも低いため、強度が低めであるとともに、マルテンサイトまたはマルテンサイト−オーステナイト混合相（ＭＡ−ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）が生成しないため、降伏比が高い。
【００４３】
【表１】
【００４４】
【表２】
【００４５】
【発明の効果】
本発明により、ＡＰＩ規格Ｘ７０級の降伏比が低く、靭性、特にシャルピー衝撃吸収エネルギーに優れ、溶接性にも優れる高張力鋼の提供が可能となった。本発明による鋼は、比較的薄手材にも関わらず組織制御することで降伏比が低く抑えられたもので、非水冷型の制御圧延ままで得られるため、短工期で、大量かつ安価に供給できるようになった。このような鋼材を用いることにより、各種の溶接鋼構造物の安全性を一段と向上させることが可能となった。
【発明の属する技術分野】
本発明は、特に板厚１５ｍｍ以下の比較的薄手で、ＡＰＩ規格Ｘ７０級相当以上の強度と高いシャルピー衝撃吸収エネルギーを有し、降伏比が低い（８７％以下）鋼材およびその製造方法に関するもので、鉄鋼業においては、主として厚板への適用が最も好適である。本願発明により得られる鋼材は、建築、土木、海洋構造物、造船、各種の貯槽タンク、建築機械や産業機械、ラインパイプなどの溶接構造用鋼として広範な用途に適用できる。
【０００２】
【従来の技術】
鋼材の高張力化は、鋼成分の調整ももちろんあるが、製造プロセス上ではＴＭＣＰ（ｔｈｅｒｍｏ−ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ ｃｏｎｔｒｏｌ ｐｒｏｃｅｓｓ）と呼ばれる圧延温度の低温化、いわゆる制御圧延や、圧延後の加速冷却などが、過去多くの公開公報、特許公報などを含む公知文献でその技術が開示されており、当業者においては広く知られている（例えば、特許文献１、特許文献２、特許文献３、特許文献４、特許文献５など）。
【０００３】
しかし、薄手、特に本願発明が対象とする板厚１５ｍｍ以下の鋼材においては、圧延後の加速冷却（一般には水冷）は、冷却の不均一に起因する形状あるいは残留応力の観点から問題が多い。形状はいうまでもなく、残留応力の不均一は切断後の変形などの問題が生じる。一方、非水冷の制御圧延ままによる方法では、降伏比が高くなるという問題があった。発明者らの経験によれば、板厚１５ｍｍ以下でＸ７０級の高張力鋼では降伏比は９０％超となる。
【０００４】
また、過度な制御圧延は、シャルピー衝撃試験破面にセパレーションと呼ばれる鋼板板面に平行な割れが生じ、延・脆性破面遷移温度としては低温となるものの、衝撃試験時の吸収エネルギー自体は低下し、１００％延性温度領域での延性亀裂への抵抗は低い。
【０００５】
なお、当業者においては、低降伏比化のために、圧延後、フェライトとオーステナイトの二相域に再加熱する方法が広く知られており、これも過去多くの公開公報、特許公報などを含む公知文献でその技術が開示されている（例えば、特許文献６、特許文献７、特許文献８、特許文献９、特許文献１０、特許文献１１など）。
【０００６】
以上のように、靭性、とりわけシャルピー衝撃吸収エネルギーが高く、降伏比の低い薄手の高張力鋼を得ることは、水冷型、非水冷型（制御圧延まま）を問わず極めて困難であった。
【０００７】
【特許文献１】
特開昭５６−１６６３２０号公報
【特許文献２】
特開昭５７−１３４５１４号公報
【特許文献３】
特開昭５８−７７５２８号公報
【特許文献４】
特開昭６２−９３３４６号公報
【特許文献５】
特開平３−１６２５２１号公報
【特許文献６】
特開昭５５−９７４２５号公報
【特許文献７】
特開昭５５−１１５９２１号公報
【特許文献８】
特開昭５５−１３１１３０号公報
【特許文献９】
特開平３−１６２５１８号公報
【特許文献１０】
特開平４−１１０４２２号公報
【特許文献１１】
特開２００１−２２６７１３号公報
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
本願発明は、従来、極めて困難であった非水冷型すなわち制御圧延ままでシャルピー衝撃吸収エネルギーが高く、降伏比の低い薄手の高張力鋼を工業的に安定して供給可能な方法を提供するものである。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明のポイントは、制御圧延でありながらシャルピー衝撃吸収エネルギーが高く、降伏比の低い薄手の高張力鋼を得ることであり、そのために、Ｃ量をはじめとする各種合金元素の適正添加とともに炭素当量（Ｃｅｑ）、溶接割れ感受性組成（ＰＣＭ）範囲の限定と微視組織の制御を本発明の通り限定したものである。その要旨は以下に示す通りである。
【００１０】
（１）鋼成分が質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．１２％、
Ｓｉ：０．１５〜０．６％、
Ｍｎ：１．０〜２．５％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｎｂ：０．０２〜０．１％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３５％、
Ａｌ：０．０６％以下、
Ｎ：０．００６％以下、
の範囲内で、
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４、
ＰＣＭ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ、
と定義する炭素当量Ｃｅｑおよび溶接割れ感受性組成ＰＣＭがそれぞれ０．３２〜０．４５％、０．１５〜０．２４％となるように含有し、さらに、
Ｃａ：０．０００５〜０．００４％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．００４％
の範囲でいずれか１種または２種を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、鋼の微視組織がフェライトとセメンタイトを含む組織であるパーライトまたはベイナイトを主たる構成組織として、さらにマルテンサイトまたはマルテンサイト−オーステナイト混合相（ＭＡ−ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）を組織構成比率で１〜１０％を含むことを特徴とする靭性に優れた非水冷型薄手低降伏比高張力鋼。
【００１１】
（２）上記鋼成分に加え、質量％で、
Ｃｕ：０．０５〜０．７％、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％の範囲でＣｕ添加量の１／２以上、
Ｃｒ：０．０５〜１．０％、
Ｍｏ：０．０５〜１．０％
の範囲内で１種または２種以上をさらに含有することを特徴とする（１）に記載の靭性に優れた非水冷型薄手低降伏比高張力鋼。
【００１２】
（３）上記鋼成分に加え、さらに、質量％で、
Ｖ：０．００５〜０．１％、
Ｔａ：０．００５〜０．１％
の範囲でいずれか１種または両者を含有することを特徴とする（１）または（２）に記載の靭性に優れた非水冷型薄手低降伏比高張力鋼。
【００１３】
（４）（１）〜（３）のいずれか１項に記載の鋼組成からなる鋳片または鋼片を、１１００〜１３００℃の温度に加熱し、９５０℃以下の温度での累積圧下量を５０％以上として７００℃以上の温度で熱間圧延を終了した後、放冷することを特徴とする、鋼の微視組織がフェライトとセメンタイトを含む組織であるパーライトまたはベイナイトを主たる構成組織として、さらにマルテンサイトまたはマルテンサイト−オーステナイト混合相（ＭＡ−ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）を組織構成比率で１〜１０％を含む靭性に優れた非水冷型薄手低降伏比高張力鋼の製造方法。
【００１４】
【発明の実施の形態】
以下に、本発明が、請求項の通りに鋼組成および製造方法を限定した理由について説明する。
【００１５】
Ｃは鋼の溶接性に最も大きな影響を及ぼし、添加量が多くなるほど溶接性を劣化させるため、添加量は低いほど好ましい。また、鋼の靭性を向上させる上でもＣ量は低いほど好ましい。しかし、必要以上にＣ量を低減すると、強度確保の困難性、およびその結果としての強度補償のための合金添加が増えるため、下限を０．０５％とした。一方、上限は、溶接性、母材および溶接部靭性の観点から０．１２％に限定した。なお、溶接性などはＣ量のみによって決まるものではないことは周知の通りで、この上限値は必ずしも臨界的な意味を持つものではなく、工業上安定して上記の特性・特徴を享受する、いわば本願発明の特徴を明確にするために限定したに過ぎない。
【００１６】
Ｓｉは、一般にセメンタイト中に固溶しにくく、セメンタイトの析出を抑制するとされ、結果として圧延後放冷でも本願発明が特徴とするマルテンサイトまたはマルテンサイト−オーステナイト混合相の生成を助長する傾向にある。この効果を享受するため、Ｓｉの下限を０．１５％に限定した。一方、必要以上に多く添加すると溶接性、溶接部靭性が劣化するため、上限を０．６％に限定した。
【００１７】
Ｍｎは、母材の強度、靭性を確保する上で有用な元素である。比較的安価な元素でもあるので、強度確保の観点から１．０％以上の添加を必須とする。上限については、多すぎる添加は連続鋳造スラブの中心偏析を助長したり、溶接性を劣化させるため２．５％に限定する。
【００１８】
Ｐは、本発明鋼においては不純物であり、Ｐ量の低減は溶接熱影響部における粒界破壊を減少させる傾向があるため、少ないほど好ましい。含有量が多いと母材、溶接部靭性を劣化させるため上限を０．０１５％とした。
【００１９】
Ｓは、Ｐと同様本発明鋼においては不純物であり、母材の低温靭性の観点からは少ないほど好ましい。含有量が多いと母材靭性、特に衝撃吸収エネルギーを低下させるとともに、溶接部靭性も劣化させるため上限を０．００５％とした。
【００２０】
Ｎｂは、本願発明においては不可欠な添加元素の一つである。その作用は、まず、圧延に先立つ加熱時において全量または部分的に固溶させることで、オーステナイトの再結晶温度を上昇させ、熱間圧延時の制御圧延の効果を享受することができる。また、Ｎｂ炭窒化物を形成することで、析出硬化としての作用も期待される。さらに、本願発明においては、固溶Ｎｂが鋼材の焼き入れ性を高めるため、放冷（制御圧延まま）でマルテンサイトまたはマルテンサイト−オーステナイト混合相を生成しやすくする。これらの効果を発揮する上で、少なくとも０．０２％以上の添加が必須である。上限については、発明者らにおいても限界を把握したわけではないが、前記効果を実験室的に確認できた範囲であること、また、溶接熱影響部靭性への悪影響が懸念されること、さらには効果に対する合金コストなども勘案した上で、０．１％に限定した。したがって、この上限値は、必ずしも前記効果に対する臨界的な意味合いはない。
【００２１】
Ｔｉは、母材および溶接部靭性に対する要求が厳しい場合には、添加することが好ましい。なぜならばＴｉは、Ａｌ量が少ないとき（例えば０．００３％以下）、Ｏと結合してＴｉ２Ｏ３を主成分とする析出物を形成、粒内変態フェライト生成の核となり溶接部靭性を向上させる。また、ＴｉはＮと結合してＴｉＮとしてスラブ中に微細析出し、加熱時のγ粒の粗大化を抑え圧延組織の細粒化に有効であり、また鋼板中に存在する微細ＴｉＮは、溶接時に溶接熱影響部組織を細粒化するためである。これらの効果を得るためには、Ｔｉは最低０．００５％必要である。しかし多すぎるとＴｉＣを多量に形成し、低温靭性や溶接性を劣化させるので、その上限は０．０３５％に限定した。
【００２２】
Ａｌは、一般に脱酸上鋼に含まれる元素であるが、脱酸はＳｉまたはＴｉだけでも十分であり、本発明鋼においては、その下限は限定しない（０％を含む）。しかし、Ａｌ量が多くなると鋼の清浄度が悪くなるだけでなく、溶接金属の靭性が劣化するので、上限を０．０６％とした。
【００２３】
Ｎは、不可避的不純物として鋼中に含まれるものであるが、Ｔｉを添加する本願発明鋼においては、ＴｉＮを形成して鋼の性質を高めたり、Ｎｂあるいは必要に応じて添加できるＶ、Ｔａと結合して炭窒化物を形成して強度を増加させる。この目的のためには、Ｎ量として最低０．００１％含有することが望ましい。しかしながら、Ｎ量の増加は溶接部靭性、溶接性に対して有害であり、歪み時効性の観点からも本発明鋼においてはその上限を０．００６％に限定した。
【００２４】
ＣａおよびＲＥＭは、ＭｎＳの形態を制御し、母材の低温靭性を向上させるほか、湿潤硫化水素環境下での水素誘起割れ（ＨＩＣ、ＳＳＣ、ＳＯＨＩＣ）感受性を低減させる。これらの効果を発揮するためには、最低０．０００５％必要である。しかし、多すぎる添加は、鋼の清浄度を逆に高め、母材靭性や湿潤硫化水素環境下での水素誘起割れ（ＨＩＣ、ＳＳＣ、ＳＯＨＩＣ）感受性を高めるため、添加量の上限は０．００４％に限定した。ＣａとＲＥＭは、ほぼ同様の効果を有するため、いずれか１種を上記範囲で添加すれば良いが、２種を添加することもできる。
【００２５】
次に、必要に応じて含有することができるＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶ、Ｔａの添加理由について説明する。
【００２６】
基本となる成分に、さらにこれらの元素を添加する主たる目的は、本発明鋼の優れた特徴を損なうことなく、強度、靭性などの特性を向上させるためである。したがって、その添加量は自ずと制限されるべき性質のものである。
【００２７】
Ｃｕは、過剰に添加しなければ、溶接性、溶接熱影響部靭性に悪影響を及ぼすことなく母材の強度、靭性を向上させる。これら効果を発揮させるためには、少なくとも０．０５％以上の添加が必須である。しかし、Ｃｕは析出硬化を示す元素としても知られ、多すぎる添加は析出硬化による材質変化が急激となって制御が困難になるのに加え、溶接性劣化や熱間圧延時にＣｕ−クラックが発生し製造困難となるため、上限を０．７％に限定した。
【００２８】
ＮｉもＣｕ同様、過剰に添加しなければ、溶接性、溶接熱影響部靭性に悪影響を及ぼすことなく母材の強度、靭性を向上させる。これら効果を発揮させるためには、少なくとも０．０５％以上の添加が必須である。一方、過剰な添加は高価なだけでなく、溶接性に好ましくないため、上限を１．０％とした。なお、Ｃｕを添加する場合、熱間圧延時のＣｕ−クラックを防止するため、前記添加範囲を満足すると同時に、Ｃｕ添加量の１／２以上とする必要がある。
【００２９】
ＣｒおよびＭｏは、母材の強度、靭性をともに向上させる。その効果を確実に享受できる最小量は０．０５％である。しかし、両元素とも添加量が多すぎると母材、溶接部の靭性および溶接性を劣化させるため、それぞれの上限を１．０％とした。
【００３０】
なお、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの添加は、耐候性にも少なからず有利に作用する。
【００３１】
ＶおよびＴａは、Ｎｂとほぼ同様の作用を有するものであるが、Ｎｂに比べてその効果は小さい。Ｎｂと同様の効果は０．００５％未満では効果が少なく、上限は０．１％まで許容できる。これらの元素は、いずれか一方で良いが、両者を添加してもよく、それぞれ単独での効果が概ね加算的に発揮される。
【００３２】
個々の元素の添加量を上述の如く限定した上で、さらに、それらの総量規制とも言うべき炭素当量Ｃｅｑ、溶接割れ感受性組成ＰＣＭもそれぞれ０．３２〜０．４５％、０．１５〜０．２４％に限定する。Ｃｅｑ、ＰＣＭはいずれも溶接性を表す指標として知られ、低いほど溶接性に優れるが、これらの上限は、溶接性に対して臨界的な意味合いをもつものではなく、本願発明の特徴を明確にするために限定したものである。それぞれの指標の下限値については、板厚や目標とする強度レベルによって変わるものであるが、一方で強度は板厚や圧延条件によっても変わるほか、両指標に含まれない元素も強度に少なからず影響を及ぼすため、前記指標（Ｃｅｑ、ＰＣＭ）のみで一義的に決まるものではない。しかし、発明者らの実験により比較的容易に高張力が得られることが確認された結果をもとに、本願発明の権利範囲を明確にするため、前記の通り下限値を限定した。
【００３３】
両指標とも鋼成分で一義的に決まるため、強度とも比較的良い相関を有し、その低減は基本的には高張力化とは相反する。そこで、本願発明の特徴をより明確に主張するため、各合金元素を前記の通り限定し、さらに鋼の微視組織および製造方法をも限定した。
【００３４】
鋼の微視組織は、フェライトとセメンタイトを含む組織であるパーライトまたはベイナイトを主たる構成組織として、さらにマルテンサイトまたはマルテンサイト−オーステナイト混合相（ＭＡ−ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）を組織構成比率で１〜１０％を含むこととする。一般に、制御圧延ままでは、フェライトとセメンタイトを含む組織であるパーライトまたはベイナイトの混合組織となるが、本願発明ではさらに、マルテンサイトまたはマルテンサイト−オーステナイト混合相（ＭＡ−ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）を組織構成比率で１〜１０％を含むことを最大の特徴としている。マルテンサイトまたはマルテンサイト−オーステナイト混合相（ＭＡ−ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）は硬くて脆いために靭性劣化要因となり、通常はその生成を極力避けることに注意が払われ、生成が避けられない場合には、それらを分解させるため焼き戻し処理が行われる。しかし、本願発明では、意図的にマルテンサイトまたはマルテンサイト−オーステナイト混合相（ＭＡ−ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）を組織構成比率で１〜１０％を生成させ、高張力化と低降伏比化に利用したものである。マルテンサイトまたはマルテンサイト−オーステナイト混合相（ＭＡ−ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）は比較的低温で変態するため、変態歪が多く導入され、引張試験時に降伏点が不明瞭となり、極端な場合には、荷重−伸び曲線が完全なラウンドな曲線を描くようになる。このようなケースでは、降伏強さとして０．２％オフセット耐力が採られるため、降伏比は極めて低くなる。このような現象を発現するために、マルテンサイトまたはマルテンサイト−オーステナイト混合相（ＭＡ−ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）は最低１％必要である。しかし、それらの生成量が多すぎると靭性を著しく劣化させるため、上限を１０％とした。なお、これらの組織構成比率は、鋼材の圧延方向断面１／４板厚位置のもので、マルテンサイトまたはマルテンサイト−オーステナイト混合相（ＭＡ−ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）の識別は、ＬｅＰｅｒａ氏液によるエッチングで白色に現出されたものとした。
【００３５】
次に、製造方法を本願発明の通り限定する理由について以下に説明する。
【００３６】
まず、前記鋼成分を有する鋳片または鋼片に対し、圧延に先立つ加熱温度は１１００〜１３００℃に限定する。構造用鋼においては、強度と靭性をバランスよく両立させることが、多くの場合最大の課題の一つとなっており、組織の微細化がその有効な解決手段の一つである。加熱時のオーステナイト粒を小さくすることは、圧延組織の微細化を図る上でも有効で、本願発明が加熱温度の上限として規定する１３００℃は加熱時のオーステナイトが極端に粗大化しない温度である。加熱温度がこれを超えるとオーステナイト粒が粗大混粒化し、変態後の組織も粗大化するため鋼の靭性が劣化する。一方、低い加熱温度は、加熱オーステナイト粒の細粒化の点では有利であるが、圧延負荷大きくなるばかりでなく、板厚によっては後述する圧延終了温度（７００℃以上）の確保が困難となる。また、圧延に先立つ加熱時にＮｂを少なくとも一部を溶体化させることで、オーステナイトの再結晶温度を上昇させ、熱間圧延時の制御圧延の効果を発揮させるため、加熱温度の下限を１１００℃に限定した。
【００３７】
前記温度範囲に再加熱した鋳片または鋼片を、圧延では９５０℃以下の温度での累積圧下量を５０％以上として７００℃以上で熱間圧延を終了する必要がある。マルテンサイトまたはマルテンサイト−オーステナイト混合相（ＭＡ−ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）を生成利用する本願発明においては、靭性への悪影響を無害化する上でそれらを微細分散生成させる必要があり、このために９５０℃以下での累積圧下量を十分確保し、圧延オーステナイトを細粒化しなければならない。その条件として、９５０℃以下の温度での累積圧下量を５０％以上としなければならない。また、圧延終了温度は、７００℃を下回ると変態が一部開始する可能性が高まり、最終組織に加工（圧延）組織を残す恐れがあり、靭性上好ましくないばかりでなく、降伏比の上昇を招くため、圧延終了温度は７００℃以上に限定する。好ましくは、圧延終了温度は７００〜８００℃である。なお、これらの温度は、モニタリングの関係上、表面温度であることはいうまでもない。
【００３８】
圧延後放冷とするのは、本明細書
【従来の技術】で述べたように、加速冷却とした場合の不均一冷却に起因する形状および残留応力問題を回避するためである。
【００３９】
【実施例】
転炉−連続鋳造−厚板工程で種々の鋼成分の鋼板（厚さ６〜１５ｍｍ）を制御圧延ままで製造し、その機械的性質を調査した。
【００４０】
表１に比較鋼とともに本発明鋼の鋼成分を、表２に鋼板の製造条件および機械的性質の調査結果を示す。なお、表２中、板厚９ｍｍおよび１０ｍｍのものについては、シャルピー衝撃試験片は７．５ｍｍサブサイズを用いた。
【００４１】
本発明法に則った成分および製造方法による鋼板（本発明鋼）は、すべてＡＰＩ規格Ｘ７０グレードとして十分な特性（強度、靭性（破面遷移温度および衝撃吸収エネルギー））を有し、かつ降伏比も低く、溶接性にも優れる。これに対し、鋼成分や製造条件が本発明の限定範囲を逸脱する比較鋼は、強度、靭性、降伏比、溶接性のいずれかまたは複数で明らかに劣っている。
【００４２】
まず、比較例１１では、成分上Ｍｎ量が高く、Ｃｅｑも高いため、予熱なしの斜めｙ形溶接割れ試験で割れが発生し溶接性に劣る。また、Ｎｂが添加されておらず、圧延終了温度も低いため、降伏比が高く、シャルピー破面遷移温度は低いが、破面にセパレーションが発生し、衝撃吸収エネルギーが低い。比較例１２は、Ｃ量が高く、Ｔｉも添加されていないため、靭性に劣る。比較例１３は、Ｓｉ、Ｍｎ量とも低く、Ｃｅｑも低いため強度が低めとなるばかりでなく、マルテンサイトまたはマルテンサイト−オーステナイト混合相（ＭＡ−ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）が生成しないため、降伏比が高い。また、９５０℃以下の累積圧下量が小さく圧延時の制御圧延の効果が十分でないばかりでなく、ＣａまたはＲＥＭも添加されていないために靭性にも劣る。なお、当該鋼ではＣｕ添加量に対してＮｉ添加量が低いため、熱間圧延時にクラックが生じ、製造が困難となった。比較例１４は、Ｓ量が高いため靭性に劣る。なお、当該鋼は、Ｃｅｑは高いがＰＣＭは適正であるため、予熱なしの斜めｙ形溶接割れ試験で割れが発生していない。比較例１５は、Ｃ量が低く、Ｃｅｑ、ＰＣＭとも低いため、強度が低めであるとともに、マルテンサイトまたはマルテンサイト−オーステナイト混合相（ＭＡ−ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）が生成しないため、降伏比が高い。
【００４３】
【表１】
【表２】
【発明の効果】
本発明により、ＡＰＩ規格Ｘ７０級の降伏比が低く、靭性、特にシャルピー衝撃吸収エネルギーに優れ、溶接性にも優れる高張力鋼の提供が可能となった。本発明による鋼は、比較的薄手材にも関わらず組織制御することで降伏比が低く抑えられたもので、非水冷型の制御圧延ままで得られるため、短工期で、大量かつ安価に供給できるようになった。このような鋼材を用いることにより、各種の溶接鋼構造物の安全性を一段と向上させることが可能となった。
Claims (4)
- 鋼成分が質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．１２％、
Ｓｉ：０．１５〜０．６％、
Ｍｎ：１．０〜２．５％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｎｂ：０．０２〜０．１％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３５％、
Ａｌ：０．０６％以下、
Ｎ：０．００６％以下、
の範囲内で、
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４、
ＰＣＭ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ、
と定義する炭素当量Ｃｅｑおよび溶接割れ感受性組成ＰＣＭがそれぞれ０．３２〜０．４５％、０．１５〜０．２４％となるように含有し、さらに、
Ｃａ：０．０００５〜０．００４％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．００４％
の範囲でいずれか１種または２種を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、鋼の微視組織がフェライトとセメンタイトを含む組織であるパーライトまたはベイナイトを主たる構成組織として、さらにマルテンサイトまたはマルテンサイト−オーステナイト混合相（ＭＡ−ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）を組織構成比率で１〜１０％を含むことを特徴とする靭性に優れた非水冷型薄手低降伏比高張力鋼。 - 上記鋼成分に加え、質量％で、
Ｃｕ：０．０５〜０．７％、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％の範囲でＣｕ添加量の１／２以上、
Ｃｒ：０．０５〜１．０％、
Ｍｏ：０．０５〜１．０％
の範囲内で１種または２種以上をさらに含有することを特徴とする請求項１に記載の靭性に優れた非水冷型薄手低降伏比高張力鋼。 - 上記鋼成分に加え、質量％で、
Ｖ：０．００５〜０．１％、
Ｔａ：０．００５〜０．１％
の範囲でいずれか１種または両者を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の靭性に優れた非水冷型薄手低降伏比高張力鋼。 - 請求項１〜３のいずれか１項に記載の鋼組成からなる鋳片または鋼片を、１１００〜１３００℃の温度に加熱し、９５０℃以下の温度で累積圧下量を５０％以上として７００℃以上の温度で熱間圧延を終了した後、放冷することを特徴とする、鋼の微視組織がフェライトとセメンタイトを含む組織であるパーライトまたはベイナイトを主たる構成組織として、さらにマルテンサイトまたはマルテンサイト−オーステナイト混合相（ＭＡ−ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）を組織構成比率で１〜１０％を含む靭性に優れた非水冷型薄手低降伏比高張力鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2002285754A JP4133175B2 (ja) | 2002-09-30 | 2002-09-30 | 靭性に優れた非水冷型薄手低降伏比高張力鋼およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2002285754A JP4133175B2 (ja) | 2002-09-30 | 2002-09-30 | 靭性に優れた非水冷型薄手低降伏比高張力鋼およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2004124114A true JP2004124114A (ja) | 2004-04-22 |
| JP4133175B2 JP4133175B2 (ja) | 2008-08-13 |
Family
ID=32278969
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2002285754A Expired - Fee Related JP4133175B2 (ja) | 2002-09-30 | 2002-09-30 | 靭性に優れた非水冷型薄手低降伏比高張力鋼およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP4133175B2 (ja) |
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2005060840A (ja) * | 2003-07-31 | 2005-03-10 | Jfe Steel Kk | 耐歪時効特性に優れた低降伏比高強度高靱性鋼管及びその製造方法 |
| JP2008169440A (ja) * | 2007-01-12 | 2008-07-24 | Jfe Steel Kk | 薄肉低降伏比高張力鋼板およびその製造方法 |
| CN100439545C (zh) * | 2006-03-27 | 2008-12-03 | 宝山钢铁股份有限公司 | 800MPa级高韧性低屈服比厚钢板及其制造方法 |
| CN103388110A (zh) * | 2013-07-18 | 2013-11-13 | 广东韶钢松山股份有限公司 | 一种提高较厚规格x60管线钢落锤性能的方法 |
| CN108411210A (zh) * | 2018-06-01 | 2018-08-17 | 东北大学 | 一种深海动态柔性立管用耐酸超高强钢及其制备方法 |
| CN109898024A (zh) * | 2019-04-22 | 2019-06-18 | 南京钢铁股份有限公司 | 低屈强比TMCP型屈服345MPa建筑钢及生产方法 |
| CN110735085A (zh) * | 2019-09-25 | 2020-01-31 | 江苏沙钢集团有限公司 | 一种薄规格Q345qE、Q370qE钢板的制造方法 |
| CN115537658A (zh) * | 2022-09-29 | 2022-12-30 | 武汉科技大学 | 一种具有良好耐磨性能高锰钢及生产方法 |
-
2002
- 2002-09-30 JP JP2002285754A patent/JP4133175B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2005060840A (ja) * | 2003-07-31 | 2005-03-10 | Jfe Steel Kk | 耐歪時効特性に優れた低降伏比高強度高靱性鋼管及びその製造方法 |
| JP4507747B2 (ja) * | 2003-07-31 | 2010-07-21 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 耐歪時効特性に優れた低降伏比高強度高靱性鋼管及びその製造方法 |
| CN100439545C (zh) * | 2006-03-27 | 2008-12-03 | 宝山钢铁股份有限公司 | 800MPa级高韧性低屈服比厚钢板及其制造方法 |
| JP2008169440A (ja) * | 2007-01-12 | 2008-07-24 | Jfe Steel Kk | 薄肉低降伏比高張力鋼板およびその製造方法 |
| CN103388110A (zh) * | 2013-07-18 | 2013-11-13 | 广东韶钢松山股份有限公司 | 一种提高较厚规格x60管线钢落锤性能的方法 |
| CN108411210A (zh) * | 2018-06-01 | 2018-08-17 | 东北大学 | 一种深海动态柔性立管用耐酸超高强钢及其制备方法 |
| CN108411210B (zh) * | 2018-06-01 | 2020-01-14 | 东北大学 | 一种深海动态柔性立管用耐酸超高强钢及其制备方法 |
| CN109898024A (zh) * | 2019-04-22 | 2019-06-18 | 南京钢铁股份有限公司 | 低屈强比TMCP型屈服345MPa建筑钢及生产方法 |
| CN110735085A (zh) * | 2019-09-25 | 2020-01-31 | 江苏沙钢集团有限公司 | 一种薄规格Q345qE、Q370qE钢板的制造方法 |
| CN115537658A (zh) * | 2022-09-29 | 2022-12-30 | 武汉科技大学 | 一种具有良好耐磨性能高锰钢及生产方法 |
| CN115537658B (zh) * | 2022-09-29 | 2023-11-24 | 武汉科技大学 | 一种具有良好耐磨性能高锰钢及生产方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP4133175B2 (ja) | 2008-08-13 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5476763B2 (ja) | 延性に優れた高張力鋼板及びその製造方法 | |
| JP5846311B2 (ja) | 溶接熱影響部ｃｔｏｄ特性に優れた厚肉高張力鋼およびその製造方法 | |
| JP4767590B2 (ja) | 低降伏比高張力鋼および低降伏比高張力鋼の製造方法 | |
| JP4718866B2 (ja) | 溶接性およびガス切断性に優れた高張力耐火鋼およびその製造方法 | |
| JP5217385B2 (ja) | 高靭性ラインパイプ用鋼板およびその製造方法 | |
| WO2013044640A1 (zh) | 一种低屈强比高韧性钢板及其制造方法 | |
| JP2001152248A (ja) | 低温靱性の優れた高張力鋼板および鋼管の製造方法 | |
| JP2006342421A (ja) | 耐溶接割れ性に優れた高張力鋼の製造方法 | |
| JP5181460B2 (ja) | 脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP5089224B2 (ja) | オンライン冷却型高張力鋼板の製造方法 | |
| JP2007119861A (ja) | 高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用高張力鋼の製造方法 | |
| JP3981615B2 (ja) | 非水冷型薄手低降伏比高張力鋼およびその製造方法 | |
| JP5157387B2 (ja) | 高変形能を備えた厚肉高強度高靭性鋼管素材の製造方法 | |
| JP4133175B2 (ja) | 靭性に優れた非水冷型薄手低降伏比高張力鋼およびその製造方法 | |
| JP2007070647A (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP5515954B2 (ja) | 耐溶接割れ性と溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力厚鋼板 | |
| JP2000256777A (ja) | 強度および低温靱性に優れた高張力鋼板 | |
| JP5008879B2 (ja) | 強度および低温靭性の優れた高張力鋼板および高張力鋼板の製造方法 | |
| JP2006241510A (ja) | 大入熱溶接部ｈａｚの低温靭性に優れた高強度溶接構造用鋼とその製造方法 | |
| KR101018159B1 (ko) | 저온인성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법 | |
| JP4264296B2 (ja) | 溶接部靭性、条切り特性に優れた低降伏比５７０ＭＰａ級高張力鋼及びその製造方法 | |
| JP4105990B2 (ja) | 大入熱溶接部ｈａｚの低温靭性に優れた高強度溶接構造用鋼とその製造方法 | |
| KR20110006739A (ko) | 저온인성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법 | |
| JP4742597B2 (ja) | 非調質高張力鋼の製造方法 | |
| JP3569499B2 (ja) | 溶接性に優れた高張力鋼およびその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20040902 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20060216 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20060307 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20080520 |
|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20080602 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110606 Year of fee payment: 3 |
|
| R151 | Written notification of patent or utility model registration |
Ref document number: 4133175 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110606 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110606 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120606 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130606 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130606 Year of fee payment: 5 |
|
| S531 | Written request for registration of change of domicile |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313531 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130606 Year of fee payment: 5 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130606 Year of fee payment: 5 |
|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130606 Year of fee payment: 5 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |