JP2004149844A - 靱性および溶接性に優れた非調質高張力鋼の製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】比較的厚い板厚（３０ｍｍ以上）であっても、靱性に優れ、 ６９０ ＭＰａ以上の引張強さを有し、しかも溶接性にも優れる非調質高張力鋼板を、工業的に安定して製造し得る方法を提供する。
【解決手段】極低炭素および高Ｍｎの下で、Ｃｕ，ＮｂおよびＢを適量含有させた組成になる鋼片を、１０００〜１３５０℃の温度に加熱後、９５０ ℃以下の温度域における累積圧下率が２０％以上で、かつ圧延終了温度がＡｒ３点以上、９５０ ℃以下の条件下で熱間圧延を施し、圧延終了後、Ａｒ３点より高い温度から５℃／ｓ以上の冷却速度で加速冷却を開始し、４５０ ℃以下の温度で加速冷却を停止する。
【選択図】 なし
【解決手段】極低炭素および高Ｍｎの下で、Ｃｕ，ＮｂおよびＢを適量含有させた組成になる鋼片を、１０００〜１３５０℃の温度に加熱後、９５０ ℃以下の温度域における累積圧下率が２０％以上で、かつ圧延終了温度がＡｒ３点以上、９５０ ℃以下の条件下で熱間圧延を施し、圧延終了後、Ａｒ３点より高い温度から５℃／ｓ以上の冷却速度で加速冷却を開始し、４５０ ℃以下の温度で加速冷却を停止する。
【選択図】 なし
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、靱性および溶接性に優れた非調質高張力鋼の製造方法に関し、特に建築、土木、海洋構造物、造船、パイプおよび建設機械等の分野で使用される、厚鋼板、鋼帯、形鋼または棒鋼等の鋼材、それも引張強さが ６９０ ＭＰａ以上で、しかも優れた靱性および溶接性をそなえる非調質高張力鋼材を、工業的に有利に製造しようとするものである。
【０００２】
【従来の技術】
一般に、引張強さが ６９０ ＭＰａを超えるような高張力鋼の製造方法として、熱間圧延後の焼入れ、焼戻し処理を必要とする調質型が知られているが、この調質型は、非調質型に比べると、製造コストが高い上に、製造のリードタイムが長く、経済的でないという問題がある。
【０００３】
一方、熱間圧延ままの非調質型高張力鋼の製造方法としては、２相域での熱間制御圧延を施すために、熱間圧延終了温度を ６００〜７００ ℃と低くする方法（例えば特許文献１）や、圧延後の加速冷却により、ベイナイト組織とする方法（例えば特許文献２）が知られている。
しかしながら、これらの非調質型では、熱間制御圧延を行う必要上、またベイナイト組織とする必要上、比較的速い冷却速度が必要なことから、比較的板厚の薄いものに製造が限られていた。
【０００４】
さらに、未再結晶オーステナイト域で５０％以上の累積圧下を加えた後にベイナイト変態させ、等温保持または冷却速度を遅くすることにより、ベイナイト中の炭化物の形態を制御して、高強度・高靱性の鋼板を製造する方法が提案されている（例えば特許文献３）。
しかしながら、発明者らの実験では、炭化物の析出により強度は向上するが、靱性の劣化を伴うことが分かった。
【０００５】
そこで、本出願人は、極低Ｃおよび高Ｍｎの下で、Ｃｕ，ＮｂおよびＢを適量添加し、広い冷却速度範囲にわたってベイナイト単相にすると共に、圧延後の冷却中にＣｕを析出させることにより、強度を向上させつつ、所望の靱性を得る方法を提案した（例えば特許文献４）。
ところが、この技術を板厚の厚い構造用鋼に適用した場合には、所望の靱性が得られない場合があることが判明した。
【０００６】
【特許文献１】
特公昭６２−１４５７号公報（特許請求の範囲）
【特許文献２】
特許第 ２７７６１７４号公報（特許請求の範囲）
【特許文献３】
特開平６−９３３３２ 号公報（特許請求の範囲）
【特許文献４】
特開平１１−２６４０１７号公報（特許請求の範囲）
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記の問題を有利に解決するもので、比較的厚い板厚（３０ｍｍ以上）であっても、靱性に優れ、 ６９０ ＭＰａ以上の引張強さを有し、しかも溶接性にも優れる非調質高張力鋼板を、工業的に安定して製造し得る方法を提案することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
さて、発明者らは、上記の問題を解決するために、鋭意検討を重ねた結果、適正な成分設計と特定条件下での製造工程とを組み合わせることにより、靱性および溶接性に優れた非調質高張力鋼板を、比較的厚い板厚（３０ｍｍ以上）まで製造できることの知見を得た。
【０００９】
すなわち、
（１） 極低炭素および高Ｍｎの下に、Ｃｕ，ＮｂおよびＢを適量添加することによって、鋼組織を比較的遅い冷却速度でもベイナイト単相として、高強度を得ることができ、
（２） Ｃ量を低減することによって、良好な溶接性が得られ、
（３） 圧延後の冷却中における炭化物等の析出を極力抑えることによって、靱性の劣化が抑制され、
その結果、比較的厚い板厚でも、優れた靱性と溶接性が併せて得られることの知見を得た。
本発明は、上記の知見に立脚するものである。
【００１０】
すなわち、本発明は、
Ｃ：０．０１０ 〜０．０４０ ｍａｓｓ％、 Ｓｉ：１．０ ｍａｓｓ％以下、
Ｍｎ：１．０ 〜３．０ ｍａｓｓ％、 Ａｌ：０．１０ｍａｓｓ％以下、
Ｃｕ：１．０ 〜２．０ ｍａｓｓ％、 Ｔｉ：０．００５ 〜０．０５ｍａｓｓ％、
Ｂ：０．０００３〜０．００５０ｍａｓｓ％、 Ｐ：０．０２５ ｍａｓｓ％以下、
Ｓ：０．０１５ ｍａｓｓ％以下
を含み、かつ
Ｎｂ：０．００５ 〜０．２０ｍａｓｓ％、 Ｎｉ：２．０ ｍａｓｓ％以下、
Ｃｒ：１．０ ｍａｓｓ％以下、 Ｍｏ：０．８ ｍａｓｓ％以下、
Ｖ：０．２ ｍａｓｓ％以下、 Ｗ：０．５ ｍａｓｓ％以下
のうちから選んだ１種または２種以上を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成になる鋼片を、１０００〜１３５０℃の温度に加熱後、９５０ ℃以下の温度域における累積圧下率が２０％以上で、かつ圧延終了温度がＡｒ３点以上、９５０ ℃以下の条件下で熱間圧延を施し、圧延終了後、Ａｒ３点より高い温度から５℃／ｓ以上の冷却速度で加速冷却を開始し、４５０ ℃以下の温度で加速冷却を停止することを特徴とする靱性および溶接性に優れた板厚：３０ｍｍ以上の非調質高張力鋼の製造方法である。
【００１１】
また、本発明においては、鋼片中に、さらに
ＲＥＭ：０．００１０〜０．０２００ｍａｓｓ％、 Ｃａ：０．００１０〜０．０１００ｍａｓｓ％、
Ｚｒ：０．０１０ 〜０．１００ ｍａｓｓ％
のうちから選んだ少なくとも１種を含有させることができる。
【００１２】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を具体的に説明する。
まず、本発明において、鋼片の成分を上記の組成範囲に限定した理由について説明する。
Ｃ：０．０１０ 〜０．０４０ ｍａｓｓ％
Ｃは、ベイナイト単相組織とするため、また後述するＮｂの効果を発現させるために添加する。しかしながら、含有量が ０．０１０ｍａｓｓ％に満たないとその添加効果に乏しく、一方 ０．０４０ｍａｓｓ％を超えると、比較的速い冷却速度でもフェライト等の組織が生成し、必要な強度を確保できなくなる。また、Ｃの増加は、溶接性および靱性の劣化を招く。
従って、Ｃ量は、 ０．０１０〜０．０４０ ｍａｓｓ％の範囲に限定した。
【００１３】
Ｓｉ：１．０ ｍａｓｓ％以下
Ｓｉは、強度上昇に有効に寄与するが、１．０ ｍａｓｓ％を超えると溶接熱影響部の靱性や溶接性が損なわれるので、１．０ ｍａｓｓ％以下に限定した。
【００１４】
Ｍｎ：１．０ 〜３．０ ｍａｓｓ％
Ｍｎは、焼入性を高め、本発明の特徴であるベイナイト単相組織を得る上で不可欠な元素である。しかしながら、含有量が １．０ｍａｓｓ％に満たないとその添加効果に乏しく、一方 ３．０ｍａｓｓ％を超えるとマトリックスが硬化して、靱性が劣化するので、Ｍｎ量は １．０〜３．０ ｍａｓｓ％の範囲に限定した。
【００１５】
Ａｌ：０．１０ｍａｓｓ％以下
Ａｌは、脱酸のために必要なだけでなく、ＡｌＮの形成による細粒化にも有効な元素であるが、０．１０ｍａｓｓ％を超えて添加してもその効果は飽和に達し、むしろ介在物の生成に起因した靱性の劣化が懸念されるので、Ａｌ量は０．１０ｍａｓｓ％以下に限定した。
【００１６】
Ｃｕ：１．０ 〜２．０ ｍａｓｓ％
Ｃｕは、主に固溶強化により強度の向上を図るために、またベイナイト変態温度を低下させて靱性の優れたベイナイトを得るために、極めて有用な元素である。しかしながら、含有量が １．０ｍａｓｓ％に満たないと固溶強化が十分とはいえず、一方２．０ ｍａｓｓ％を超えると靱性が急激に劣化するので、Ｃｕ量は １．０〜２．０ ｍａｓｓ％の範囲に限定した。
【００１７】
Ｔｉ：０．００５ 〜０．０５ｍａｓｓ％
Ｔｉは、ＴｉＮを生成して鋼中のＮを固定することによってＢの効果を有効に発揮させる有用元素である。また、素材加熱時ならびに溶接熱影響部でのオーステナイト粒成長を抑制して組織を微細化する効果もある。これらの効果を十分に発揮させるためには ０．００５ｍａｓｓ％以上の添加が必要であるが、０．０５ｍａｓｓ％を超えて添加すると鋼の清浄性や靱性が低下するので、Ｔｉ量は ０．００５〜０．０５ｍａｓｓ％の範囲に限定した。
【００１８】
Ｂ：０．０００３〜０．００５０ｍａｓｓ％
Ｂは、微量の添加によって、焼入性の向上により旧γ粒界エネルギーを減少させてフェライトの核生成を抑制するのに有効に寄与する。この効果を発揮させて鋼組織をベイナイト単相とするためには、０．０００３ｍａｓｓ％以上の添加が必要であるが、０．００５０ｍａｓｓ％を超えるとＢＮなどの化合物を形成して靱性が劣化するため、０．０００３〜０．００５０ｍａｓｓ％の範囲に限定した。
【００１９】
Ｐ：０．０２５ ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．０１５ ｍａｓｓ％以下
ＰおよびＳはいずれも、靱性を劣化させる不純物元素であるので、できるだけ低減することが望ましく、それぞれ ０．０２５ｍａｓｓ％以下、 ０．０１５ｍａｓｓ％以下とする必要がある。
【００２０】
Ｎｂ：０．００５ 〜０．２０ｍａｓｓ％
Ｎｂは、圧延時におけるオーステナイトの再結晶を抑制し、微細な組織を得るのに有効に寄与する。また、ベイナイト変態温度を低下することにより靱性の優れたベイナイトを得る上でも有用な元素である。ここに、上記の効果を得るためには ０．００５ｍａｓｓ％以上の添加が必要であるが、０．２０ｍａｓｓ％を超えるとその効果は飽和に達するので、 ０．００５〜０．２０ｍａｓｓ％の範囲に限定した。
【００２１】
Ｎｉ：２．０ ｍａｓｓ％以下
Ｎｉは、比較的溶接性を害することなく母材の強度と靱性を向上させる元素であり、またＣｕを含有する鋼の熱間圧延中におけるＣｕ脆化割れを防止する点でも有効な元素である。しかしながら、含有量が ２．０ｍａｓｓ％を超えると熱影響部の焼入性が高まり硬化性が上昇するので、２．０ ｍａｓｓ％以下の範囲とした。
【００２２】
Ｃｒ：１．０ ｍａｓｓ％以下、Ｍｏ：０．８ ｍａｓｓ％以下
ＣｒおよびＭｏはいずれも、焼入性を高め、ベイナイトの生成を促進させて、強度および靱性の向上に有効に寄与する。しかしながら、Ｃｒが １．０ｍａｓｓ％、Ｍｏが ０．８ｍａｓｓ％を超えると溶接部の硬化性を増大させ靱性および耐溶接割れ性の低下を招くので、Ｃｒは １．０ｍａｓｓ％以下、Ｍｏは ０．８ｍａｓｓ％以下の範囲とした。
【００２３】
Ｖ：０．２ ｍａｓｓ％以下、Ｗ：０．５ ｍａｓｓ％以下
ＶおよびＷはいずれも、ベイナイトへの固溶によって鋼を強化する元素であるが、Ｖが ０．２ｍａｓｓ％、Ｗが ０．５ｍａｓｓ％を超えると溶接部の脆化を招くため、それぞれ ０．２ｍａｓｓ％以下、 ０．５ｍａｓｓ％以下とした。
【００２４】
以上、必須成分および抑制成分について説明したが、本発明では、その他にも以下に述べる元素を適宜含有させることができる。
ＲＥＭ ：０．００１０〜０．０２００ｍａｓｓ％、Ｃａ：０．００１０〜０．０１００ｍａｓｓ％、Ｚｒ：０．０１０ 〜０．１００ｍａｓｓ％
ＲＥＭ， ＣａおよびＺｒはいずれも、硫化物系介在物の形態を制御して母材および溶接部の靱性向上に寄与する。加えて、ＲＥＭ は高温においても安定な酸化物として微細分散し、素材加熱時のγ粒の成長を抑制すると共に、圧延後のフェライト粒径を細かくする効果がある。また、ＨＡＺ 靱性の向上にも有効である。
上記の効果を期待するには、ＲＥＭ は０．００１０ｍａｓｓ％以上、Ｃａは０．００１０ｍａｓｓ％以上、Ｚｒは ０．０１０ｍａｓｓ％がそれぞれ必要であるが、ＲＥＭ は０．０２００ｍａｓｓ％、Ｃａは０．０１００ｍａｓｓ％、Ｚｒは ０．１００ｍａｓｓ％を超えて含有させてもその効果は飽和に達するだけでなく、鋼の清浄度を損ない、また靱性にも悪影響を及ぼすので、ＲＥＭ は０．００１０〜０．０２００ｍａｓｓ％、Ｃａは０．００１０〜０．０１００ｍａｓｓ％、Ｚｒは ０．０１０〜０．１００ ｍａｓｓ％の範囲に限定した。
【００２５】
次に、本発明に従う製造工程について説明する。
素材加熱温度が１３５０℃を超えると、オーステナイト粒を粗大にして靱性に悪影響を及ぼし、また加熱炉原単位を悪化させると共にスケールロスの増加や炉の改修頻度の増加を招く。一方、素材加熱温度が１０００℃未満では、圧延能率の低下を招く。従って、素材加熱温度は１０００〜１３５０℃の範囲に限定した。
【００２６】
本発明では、１０００〜１３５０℃に加熱後、９５０ ℃超えのオーステナイト再結晶温度域での圧延と ９５０℃以下のオーステナイト未再結晶温度域での圧延を有効に利用して変態前のオーステナイト状態を制御することと、圧延終了後の冷却速度をコントロールすることにより、強度および靱性とも優れた最適のベイナイト組織を得る。
発明者らは、最も強度、靱性に優れた組織を得るための製造条件について詳細な検討を行った結果、 ９５０℃超えのオーステナイト再結晶域である程度の圧下率を確保した上で、 ９５０℃以下の未再結晶温度域での累積圧下率を２０％以上、好ましくは６０％以上とすることで、オーステナイト結晶粒内に歪を導入することにより、変態後のベイナイト組織の細粒化が実現できることを突き止めた。
また、上記の圧延後、冷却を開始する温度がＡｒ３以下になると、フェライトが生成し、強度低下につながるため、圧延終了温度および冷却開始温度は、Ａｒ３点以上に限定した。
【００２７】
上記の冷却工程における冷却速度は、靱性・強度に優れたベイナイト組織を得るためには５℃／ｓ以上とする必要がある。冷却速度がこの値を下回ると、主に靱性および降伏強さが劣化した粒径の比較的粗いベイナイトまたはフェライト組織となる。
また、冷却停止温度は、靱性や強度に優れるベイナイト組織とし、かつ靱性劣化の原因となるＣｕ等の析出を最小限に抑えるために、４５０ ℃以下とする必要がある。特に、板厚が比較的厚い場合（３０ｍｍ以上）には、冷却停止後のセルフテンパリング効果による靱性劣化が大きいため、冷却停止温度を ４５０℃以下とすることが重要である。
【００２８】
上記のようにして、９５０ ℃以下の累積圧下率の確保により変態後のベイナイト組織の細粒化を強化し、さらに冷却停止温度を ４５０℃以下と低くして、靱性を劣化させる析出物の生成を極力抑えることにより、比較的板厚が厚い場合（３０ｍｍ以上）であっても、強度・靱性に優れた組織を得ることができるのである。
【００２９】
【実施例】
表１に示す種々の化学成分組成になる鋼を転炉で溶製し、連続鋳造によりスラブとした。ついで、これらのスラブを表２に示す加熱条件、熱間圧延条件および冷却条件で処理し、厚み１６〜５０ｍｍの厚鋼板を得た。
得られた各鋼板から引張試験片およびシャルピー衝撃試験片を採取し、母材の特性を評価した。また、溶接性を評価するため、１４００℃に加熱後、 ８００〜５００ ℃を１５ｓで冷却する熱サイクル（２５ｍｍ厚鋼板を ２０ｋＪ／ｃｍの入熱量で溶接したときのＨＡＺの熱履歴に相当）を施した鋼板（単熱サイクル試験用鋼板）およびその後さらに ７００℃に再加熱した鋼板（２重熱サイクル試験用鋼板）からシャルピー試験片をそれぞれ採取し、０℃でのシャルピー吸収エネルギーを測定した。
得られた結果を表３に示す。
【００３０】
【表１】
【００３１】
【表２】
【００３２】
【表３】
【００３３】
表３から明らかなように、この発明に従い得られた鋼板はいずれも、引張強度が ６９０ ＭＰａ以上で、しかも優れた靱性と溶接性が得られている。
【００３４】
【発明の効果】
かくして、本発明によれば、比較的厚い板厚（例えば３０ｍｍ以上）であっても、靱性および溶接性に優れた非調質高張力鋼を安価にかつ安定して得ることができる。
【発明の属する技術分野】
本発明は、靱性および溶接性に優れた非調質高張力鋼の製造方法に関し、特に建築、土木、海洋構造物、造船、パイプおよび建設機械等の分野で使用される、厚鋼板、鋼帯、形鋼または棒鋼等の鋼材、それも引張強さが ６９０ ＭＰａ以上で、しかも優れた靱性および溶接性をそなえる非調質高張力鋼材を、工業的に有利に製造しようとするものである。
【０００２】
【従来の技術】
一般に、引張強さが ６９０ ＭＰａを超えるような高張力鋼の製造方法として、熱間圧延後の焼入れ、焼戻し処理を必要とする調質型が知られているが、この調質型は、非調質型に比べると、製造コストが高い上に、製造のリードタイムが長く、経済的でないという問題がある。
【０００３】
一方、熱間圧延ままの非調質型高張力鋼の製造方法としては、２相域での熱間制御圧延を施すために、熱間圧延終了温度を ６００〜７００ ℃と低くする方法（例えば特許文献１）や、圧延後の加速冷却により、ベイナイト組織とする方法（例えば特許文献２）が知られている。
しかしながら、これらの非調質型では、熱間制御圧延を行う必要上、またベイナイト組織とする必要上、比較的速い冷却速度が必要なことから、比較的板厚の薄いものに製造が限られていた。
【０００４】
さらに、未再結晶オーステナイト域で５０％以上の累積圧下を加えた後にベイナイト変態させ、等温保持または冷却速度を遅くすることにより、ベイナイト中の炭化物の形態を制御して、高強度・高靱性の鋼板を製造する方法が提案されている（例えば特許文献３）。
しかしながら、発明者らの実験では、炭化物の析出により強度は向上するが、靱性の劣化を伴うことが分かった。
【０００５】
そこで、本出願人は、極低Ｃおよび高Ｍｎの下で、Ｃｕ，ＮｂおよびＢを適量添加し、広い冷却速度範囲にわたってベイナイト単相にすると共に、圧延後の冷却中にＣｕを析出させることにより、強度を向上させつつ、所望の靱性を得る方法を提案した（例えば特許文献４）。
ところが、この技術を板厚の厚い構造用鋼に適用した場合には、所望の靱性が得られない場合があることが判明した。
【０００６】
【特許文献１】
特公昭６２−１４５７号公報（特許請求の範囲）
【特許文献２】
特許第 ２７７６１７４号公報（特許請求の範囲）
【特許文献３】
特開平６−９３３３２ 号公報（特許請求の範囲）
【特許文献４】
特開平１１−２６４０１７号公報（特許請求の範囲）
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記の問題を有利に解決するもので、比較的厚い板厚（３０ｍｍ以上）であっても、靱性に優れ、 ６９０ ＭＰａ以上の引張強さを有し、しかも溶接性にも優れる非調質高張力鋼板を、工業的に安定して製造し得る方法を提案することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
さて、発明者らは、上記の問題を解決するために、鋭意検討を重ねた結果、適正な成分設計と特定条件下での製造工程とを組み合わせることにより、靱性および溶接性に優れた非調質高張力鋼板を、比較的厚い板厚（３０ｍｍ以上）まで製造できることの知見を得た。
【０００９】
すなわち、
（１） 極低炭素および高Ｍｎの下に、Ｃｕ，ＮｂおよびＢを適量添加することによって、鋼組織を比較的遅い冷却速度でもベイナイト単相として、高強度を得ることができ、
（２） Ｃ量を低減することによって、良好な溶接性が得られ、
（３） 圧延後の冷却中における炭化物等の析出を極力抑えることによって、靱性の劣化が抑制され、
その結果、比較的厚い板厚でも、優れた靱性と溶接性が併せて得られることの知見を得た。
本発明は、上記の知見に立脚するものである。
【００１０】
すなわち、本発明は、
Ｃ：０．０１０ 〜０．０４０ ｍａｓｓ％、 Ｓｉ：１．０ ｍａｓｓ％以下、
Ｍｎ：１．０ 〜３．０ ｍａｓｓ％、 Ａｌ：０．１０ｍａｓｓ％以下、
Ｃｕ：１．０ 〜２．０ ｍａｓｓ％、 Ｔｉ：０．００５ 〜０．０５ｍａｓｓ％、
Ｂ：０．０００３〜０．００５０ｍａｓｓ％、 Ｐ：０．０２５ ｍａｓｓ％以下、
Ｓ：０．０１５ ｍａｓｓ％以下
を含み、かつ
Ｎｂ：０．００５ 〜０．２０ｍａｓｓ％、 Ｎｉ：２．０ ｍａｓｓ％以下、
Ｃｒ：１．０ ｍａｓｓ％以下、 Ｍｏ：０．８ ｍａｓｓ％以下、
Ｖ：０．２ ｍａｓｓ％以下、 Ｗ：０．５ ｍａｓｓ％以下
のうちから選んだ１種または２種以上を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成になる鋼片を、１０００〜１３５０℃の温度に加熱後、９５０ ℃以下の温度域における累積圧下率が２０％以上で、かつ圧延終了温度がＡｒ３点以上、９５０ ℃以下の条件下で熱間圧延を施し、圧延終了後、Ａｒ３点より高い温度から５℃／ｓ以上の冷却速度で加速冷却を開始し、４５０ ℃以下の温度で加速冷却を停止することを特徴とする靱性および溶接性に優れた板厚：３０ｍｍ以上の非調質高張力鋼の製造方法である。
【００１１】
また、本発明においては、鋼片中に、さらに
ＲＥＭ：０．００１０〜０．０２００ｍａｓｓ％、 Ｃａ：０．００１０〜０．０１００ｍａｓｓ％、
Ｚｒ：０．０１０ 〜０．１００ ｍａｓｓ％
のうちから選んだ少なくとも１種を含有させることができる。
【００１２】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を具体的に説明する。
まず、本発明において、鋼片の成分を上記の組成範囲に限定した理由について説明する。
Ｃ：０．０１０ 〜０．０４０ ｍａｓｓ％
Ｃは、ベイナイト単相組織とするため、また後述するＮｂの効果を発現させるために添加する。しかしながら、含有量が ０．０１０ｍａｓｓ％に満たないとその添加効果に乏しく、一方 ０．０４０ｍａｓｓ％を超えると、比較的速い冷却速度でもフェライト等の組織が生成し、必要な強度を確保できなくなる。また、Ｃの増加は、溶接性および靱性の劣化を招く。
従って、Ｃ量は、 ０．０１０〜０．０４０ ｍａｓｓ％の範囲に限定した。
【００１３】
Ｓｉ：１．０ ｍａｓｓ％以下
Ｓｉは、強度上昇に有効に寄与するが、１．０ ｍａｓｓ％を超えると溶接熱影響部の靱性や溶接性が損なわれるので、１．０ ｍａｓｓ％以下に限定した。
【００１４】
Ｍｎ：１．０ 〜３．０ ｍａｓｓ％
Ｍｎは、焼入性を高め、本発明の特徴であるベイナイト単相組織を得る上で不可欠な元素である。しかしながら、含有量が １．０ｍａｓｓ％に満たないとその添加効果に乏しく、一方 ３．０ｍａｓｓ％を超えるとマトリックスが硬化して、靱性が劣化するので、Ｍｎ量は １．０〜３．０ ｍａｓｓ％の範囲に限定した。
【００１５】
Ａｌ：０．１０ｍａｓｓ％以下
Ａｌは、脱酸のために必要なだけでなく、ＡｌＮの形成による細粒化にも有効な元素であるが、０．１０ｍａｓｓ％を超えて添加してもその効果は飽和に達し、むしろ介在物の生成に起因した靱性の劣化が懸念されるので、Ａｌ量は０．１０ｍａｓｓ％以下に限定した。
【００１６】
Ｃｕ：１．０ 〜２．０ ｍａｓｓ％
Ｃｕは、主に固溶強化により強度の向上を図るために、またベイナイト変態温度を低下させて靱性の優れたベイナイトを得るために、極めて有用な元素である。しかしながら、含有量が １．０ｍａｓｓ％に満たないと固溶強化が十分とはいえず、一方２．０ ｍａｓｓ％を超えると靱性が急激に劣化するので、Ｃｕ量は １．０〜２．０ ｍａｓｓ％の範囲に限定した。
【００１７】
Ｔｉ：０．００５ 〜０．０５ｍａｓｓ％
Ｔｉは、ＴｉＮを生成して鋼中のＮを固定することによってＢの効果を有効に発揮させる有用元素である。また、素材加熱時ならびに溶接熱影響部でのオーステナイト粒成長を抑制して組織を微細化する効果もある。これらの効果を十分に発揮させるためには ０．００５ｍａｓｓ％以上の添加が必要であるが、０．０５ｍａｓｓ％を超えて添加すると鋼の清浄性や靱性が低下するので、Ｔｉ量は ０．００５〜０．０５ｍａｓｓ％の範囲に限定した。
【００１８】
Ｂ：０．０００３〜０．００５０ｍａｓｓ％
Ｂは、微量の添加によって、焼入性の向上により旧γ粒界エネルギーを減少させてフェライトの核生成を抑制するのに有効に寄与する。この効果を発揮させて鋼組織をベイナイト単相とするためには、０．０００３ｍａｓｓ％以上の添加が必要であるが、０．００５０ｍａｓｓ％を超えるとＢＮなどの化合物を形成して靱性が劣化するため、０．０００３〜０．００５０ｍａｓｓ％の範囲に限定した。
【００１９】
Ｐ：０．０２５ ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．０１５ ｍａｓｓ％以下
ＰおよびＳはいずれも、靱性を劣化させる不純物元素であるので、できるだけ低減することが望ましく、それぞれ ０．０２５ｍａｓｓ％以下、 ０．０１５ｍａｓｓ％以下とする必要がある。
【００２０】
Ｎｂ：０．００５ 〜０．２０ｍａｓｓ％
Ｎｂは、圧延時におけるオーステナイトの再結晶を抑制し、微細な組織を得るのに有効に寄与する。また、ベイナイト変態温度を低下することにより靱性の優れたベイナイトを得る上でも有用な元素である。ここに、上記の効果を得るためには ０．００５ｍａｓｓ％以上の添加が必要であるが、０．２０ｍａｓｓ％を超えるとその効果は飽和に達するので、 ０．００５〜０．２０ｍａｓｓ％の範囲に限定した。
【００２１】
Ｎｉ：２．０ ｍａｓｓ％以下
Ｎｉは、比較的溶接性を害することなく母材の強度と靱性を向上させる元素であり、またＣｕを含有する鋼の熱間圧延中におけるＣｕ脆化割れを防止する点でも有効な元素である。しかしながら、含有量が ２．０ｍａｓｓ％を超えると熱影響部の焼入性が高まり硬化性が上昇するので、２．０ ｍａｓｓ％以下の範囲とした。
【００２２】
Ｃｒ：１．０ ｍａｓｓ％以下、Ｍｏ：０．８ ｍａｓｓ％以下
ＣｒおよびＭｏはいずれも、焼入性を高め、ベイナイトの生成を促進させて、強度および靱性の向上に有効に寄与する。しかしながら、Ｃｒが １．０ｍａｓｓ％、Ｍｏが ０．８ｍａｓｓ％を超えると溶接部の硬化性を増大させ靱性および耐溶接割れ性の低下を招くので、Ｃｒは １．０ｍａｓｓ％以下、Ｍｏは ０．８ｍａｓｓ％以下の範囲とした。
【００２３】
Ｖ：０．２ ｍａｓｓ％以下、Ｗ：０．５ ｍａｓｓ％以下
ＶおよびＷはいずれも、ベイナイトへの固溶によって鋼を強化する元素であるが、Ｖが ０．２ｍａｓｓ％、Ｗが ０．５ｍａｓｓ％を超えると溶接部の脆化を招くため、それぞれ ０．２ｍａｓｓ％以下、 ０．５ｍａｓｓ％以下とした。
【００２４】
以上、必須成分および抑制成分について説明したが、本発明では、その他にも以下に述べる元素を適宜含有させることができる。
ＲＥＭ ：０．００１０〜０．０２００ｍａｓｓ％、Ｃａ：０．００１０〜０．０１００ｍａｓｓ％、Ｚｒ：０．０１０ 〜０．１００ｍａｓｓ％
ＲＥＭ， ＣａおよびＺｒはいずれも、硫化物系介在物の形態を制御して母材および溶接部の靱性向上に寄与する。加えて、ＲＥＭ は高温においても安定な酸化物として微細分散し、素材加熱時のγ粒の成長を抑制すると共に、圧延後のフェライト粒径を細かくする効果がある。また、ＨＡＺ 靱性の向上にも有効である。
上記の効果を期待するには、ＲＥＭ は０．００１０ｍａｓｓ％以上、Ｃａは０．００１０ｍａｓｓ％以上、Ｚｒは ０．０１０ｍａｓｓ％がそれぞれ必要であるが、ＲＥＭ は０．０２００ｍａｓｓ％、Ｃａは０．０１００ｍａｓｓ％、Ｚｒは ０．１００ｍａｓｓ％を超えて含有させてもその効果は飽和に達するだけでなく、鋼の清浄度を損ない、また靱性にも悪影響を及ぼすので、ＲＥＭ は０．００１０〜０．０２００ｍａｓｓ％、Ｃａは０．００１０〜０．０１００ｍａｓｓ％、Ｚｒは ０．０１０〜０．１００ ｍａｓｓ％の範囲に限定した。
【００２５】
次に、本発明に従う製造工程について説明する。
素材加熱温度が１３５０℃を超えると、オーステナイト粒を粗大にして靱性に悪影響を及ぼし、また加熱炉原単位を悪化させると共にスケールロスの増加や炉の改修頻度の増加を招く。一方、素材加熱温度が１０００℃未満では、圧延能率の低下を招く。従って、素材加熱温度は１０００〜１３５０℃の範囲に限定した。
【００２６】
本発明では、１０００〜１３５０℃に加熱後、９５０ ℃超えのオーステナイト再結晶温度域での圧延と ９５０℃以下のオーステナイト未再結晶温度域での圧延を有効に利用して変態前のオーステナイト状態を制御することと、圧延終了後の冷却速度をコントロールすることにより、強度および靱性とも優れた最適のベイナイト組織を得る。
発明者らは、最も強度、靱性に優れた組織を得るための製造条件について詳細な検討を行った結果、 ９５０℃超えのオーステナイト再結晶域である程度の圧下率を確保した上で、 ９５０℃以下の未再結晶温度域での累積圧下率を２０％以上、好ましくは６０％以上とすることで、オーステナイト結晶粒内に歪を導入することにより、変態後のベイナイト組織の細粒化が実現できることを突き止めた。
また、上記の圧延後、冷却を開始する温度がＡｒ３以下になると、フェライトが生成し、強度低下につながるため、圧延終了温度および冷却開始温度は、Ａｒ３点以上に限定した。
【００２７】
上記の冷却工程における冷却速度は、靱性・強度に優れたベイナイト組織を得るためには５℃／ｓ以上とする必要がある。冷却速度がこの値を下回ると、主に靱性および降伏強さが劣化した粒径の比較的粗いベイナイトまたはフェライト組織となる。
また、冷却停止温度は、靱性や強度に優れるベイナイト組織とし、かつ靱性劣化の原因となるＣｕ等の析出を最小限に抑えるために、４５０ ℃以下とする必要がある。特に、板厚が比較的厚い場合（３０ｍｍ以上）には、冷却停止後のセルフテンパリング効果による靱性劣化が大きいため、冷却停止温度を ４５０℃以下とすることが重要である。
【００２８】
上記のようにして、９５０ ℃以下の累積圧下率の確保により変態後のベイナイト組織の細粒化を強化し、さらに冷却停止温度を ４５０℃以下と低くして、靱性を劣化させる析出物の生成を極力抑えることにより、比較的板厚が厚い場合（３０ｍｍ以上）であっても、強度・靱性に優れた組織を得ることができるのである。
【００２９】
【実施例】
表１に示す種々の化学成分組成になる鋼を転炉で溶製し、連続鋳造によりスラブとした。ついで、これらのスラブを表２に示す加熱条件、熱間圧延条件および冷却条件で処理し、厚み１６〜５０ｍｍの厚鋼板を得た。
得られた各鋼板から引張試験片およびシャルピー衝撃試験片を採取し、母材の特性を評価した。また、溶接性を評価するため、１４００℃に加熱後、 ８００〜５００ ℃を１５ｓで冷却する熱サイクル（２５ｍｍ厚鋼板を ２０ｋＪ／ｃｍの入熱量で溶接したときのＨＡＺの熱履歴に相当）を施した鋼板（単熱サイクル試験用鋼板）およびその後さらに ７００℃に再加熱した鋼板（２重熱サイクル試験用鋼板）からシャルピー試験片をそれぞれ採取し、０℃でのシャルピー吸収エネルギーを測定した。
得られた結果を表３に示す。
【００３０】
【表１】
【表２】
【表３】
表３から明らかなように、この発明に従い得られた鋼板はいずれも、引張強度が ６９０ ＭＰａ以上で、しかも優れた靱性と溶接性が得られている。
【００３４】
【発明の効果】
かくして、本発明によれば、比較的厚い板厚（例えば３０ｍｍ以上）であっても、靱性および溶接性に優れた非調質高張力鋼を安価にかつ安定して得ることができる。
Claims (2)
- Ｃ：０．０１０ 〜０．０４０ ｍａｓｓ％、 Ｓｉ：１．０ ｍａｓｓ％以下、
Ｍｎ：１．０ 〜３．０ ｍａｓｓ％、 Ａｌ：０．１０ｍａｓｓ％以下、
Ｃｕ：１．０ 〜２．０ ｍａｓｓ％、 Ｔｉ：０．００５ 〜０．０５ｍａｓｓ％、
Ｂ：０．０００３〜０．００５０ｍａｓｓ％、 Ｐ：０．０２５ ｍａｓｓ％以下、
Ｓ：０．０１５ ｍａｓｓ％以下
を含み、かつ
Ｎｂ：０．００５ 〜０．２０ｍａｓｓ％、 Ｎｉ：２．０ ｍａｓｓ％以下、
Ｃｒ：１．０ ｍａｓｓ％以下、 Ｍｏ：０．８ ｍａｓｓ％以下、
Ｖ：０．２ ｍａｓｓ％以下、 Ｗ：０．５ ｍａｓｓ％以下
のうちから選んだ１種または２種以上を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成になる鋼片を、１０００〜１３５０℃の温度に加熱後、９５０ ℃以下の温度域における累積圧下率が２０％以上で、かつ圧延終了温度がＡｒ３点以上、９５０ ℃以下の条件下で熱間圧延を施し、圧延終了後、Ａｒ３点より高い温度から５℃／ｓ以上の冷却速度で加速冷却を開始し、４５０ ℃以下の温度で加速冷却を停止することを特徴とする靱性および溶接性に優れた板厚：３０ｍｍ以上の非調質高張力鋼の製造方法。 - 請求項１において、鋼片が、さらに
ＲＥＭ：０．００１０〜０．０２００ｍａｓｓ％、 Ｃａ：０．００１０〜０．０１００ｍａｓｓ％、
Ｚｒ：０．０１０ 〜０．１００ ｍａｓｓ％
のうちから選んだ少なくとも１種を含有することを特徴とする靱性および溶接性に優れた非調質高張力鋼の製造方法。
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| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
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| JP2002315518A JP2004149844A (ja) | 2002-10-30 | 2002-10-30 | 靱性および溶接性に優れた非調質高張力鋼の製造方法 |
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| JP2004149844A true JP2004149844A (ja) | 2004-05-27 |
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ID=32459487
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| JP2002315518A Pending JP2004149844A (ja) | 2002-10-30 | 2002-10-30 | 靱性および溶接性に優れた非調質高張力鋼の製造方法 |
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|---|---|---|---|---|
| KR100711467B1 (ko) | 2005-12-23 | 2007-04-24 | 주식회사 포스코 | 표층부 인성이 우수한 보론첨가 극후물 강판의 제조방법 |
| KR100782761B1 (ko) | 2006-12-20 | 2007-12-05 | 주식회사 포스코 | 두께 중심부의 강도와 인성이 우수한 극후물 강판의제조방법 |
| JP2010047816A (ja) * | 2008-08-25 | 2010-03-04 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 溶接変形が小さい鋼板 |
-
2002
- 2002-10-30 JP JP2002315518A patent/JP2004149844A/ja active Pending
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