JP2011225983A - 溶接歪みの少ない鋼板 - Google Patents
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Abstract
【課題】合金元素の添加によるコスト上昇、および強冷却による形状不良を生じさせることなく、溶接歪みの発生を低減できる鋼板を提供する。
【解決手段】溶接歪みの少ない鋼板は、Ｃ：０．０３〜０．２％（質量％の意味。以下、同じ。）、Ｓｉ：０．０５〜０．４０％、Ｍｎ：０．５〜１．８０％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．００１〜０．０１％、Ｐ：０．００１〜０．０５０％、Ｓ：０．００１〜０．０５０％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物であり、ミクロ組織が加工フェライトを２５面積％以上含有し、残部組織がポリゴナルフェライトおよびパーライト、並びに合計で１０面積％以下（０％を含む）のベイナイトおよび／またはマルテンサイトであることを特徴とする。
【選択図】図２
【解決手段】溶接歪みの少ない鋼板は、Ｃ：０．０３〜０．２％（質量％の意味。以下、同じ。）、Ｓｉ：０．０５〜０．４０％、Ｍｎ：０．５〜１．８０％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．００１〜０．０１％、Ｐ：０．００１〜０．０５０％、Ｓ：０．００１〜０．０５０％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物であり、ミクロ組織が加工フェライトを２５面積％以上含有し、残部組織がポリゴナルフェライトおよびパーライト、並びに合計で１０面積％以下（０％を含む）のベイナイトおよび／またはマルテンサイトであることを特徴とする。
【選択図】図２
Description
本発明は、船舶、建築構造物、橋梁などに用いられる鋼板の溶接時に発生する溶接歪みが少ない鋼板に関するものである。
船舶、建築構造物、橋梁などにおける鋼板を溶接する際、板厚が例えば１０ｍｍ以上の厚い領域においては、板厚方向の温度差に起因して、板厚方向に不均一な横収縮変形が発生し、角変形と呼ばれる溶接歪みが起こる。このような溶接歪みが、例えば船舶等の外板に生じると、外板が内側に歪んだ状態（船舶の分野では一般に「やせ馬」と呼ばれる）となり特に外観上好ましくない。
溶接歪みとは、そもそも塑性変形により生じるものであり、塑性変形には可動転位の移動を伴う必要があるため、従来から可動転位の移動を妨げるための障害物を導入することによって溶接歪みを抑制するという方法が提案されており、前記障害物としては、例えば固溶元素、析出物（炭化物等）、ベイナイトやマルテンサイトなどの高転位密度組織、または結晶粒界などが挙げられる。
鋼板の溶接歪みを低減する技術として、例えば特許文献１、２が挙げられる。特許文献１、２ではいずれも、ベイナイト組織やマルテンサイト組織といった高転位密度組織を導入すると共に組織を微細化することによって結晶粒界を増加させ、さらにＮｂ、Ｍｏ、Ｖ、Ｗ、Ｔａの元素の固溶量を確保することによって溶接歪みを低減することが提案されている。
しかし、固溶元素を確保したり、析出物を形成させたりする方法では合金元素の添加により鋼材のコストの上昇を招くという問題がある。また、ベイナイト組織やマルテンサイト組織を導入する方法では、強冷却するかまたは焼入れ性を高める合金元素を添加することが必要になり、強冷却する場合には冷却後に形状不良という不具合が生じ、また合金元素を多量に添加する場合には鋼材コストが上昇するため好ましくない。
本発明は、合金元素の添加によるコスト上昇、および強冷却による形状不良を生じさせることなく、溶接歪みの発生を低減できる鋼板を提供することを目的とする。
上記課題を達成し得た本発明に係る溶接歪みの少ない鋼板は、Ｃ：０．０３〜０．２％（質量％の意味。以下、同じ。）、Ｓｉ：０．０５〜０．４０％、Ｍｎ：０．５〜１．８０％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．００１〜０．０１％、Ｐ：０．００１〜０．０５０％、Ｓ：０．００１〜０．０５０％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物であり、ミクロ組織が加工フェライトを２５面積％以上含有し、残部組織がポリゴナルフェライトおよびパーライト、並びに合計で１０面積％以下（０％を含む）のベイナイトおよび／またはマルテンサイトであることを特徴とするものである。
本発明の鋼板は、下記式（１）で表されるＡｒ3点が７６０℃以上、８４０℃未満であることが好ましい。
Ａｒ3点（℃）＝９１０−３１０×［Ｃ］−８０×［Ｍｎ］−２０×［Ｃｕ］−１５×［Ｃｒ］−５５×［Ｎｉ］−８０×［Ｍｏ］ ・・・（１）
（式中、［ ］は各元素の含有量（質量％）を表す。）
Ａｒ3点（℃）＝９１０−３１０×［Ｃ］−８０×［Ｍｎ］−２０×［Ｃｕ］−１５×［Ｃｒ］−５５×［Ｎｉ］−８０×［Ｍｏ］ ・・・（１）
（式中、［ ］は各元素の含有量（質量％）を表す。）
本発明の鋼板は、必要に応じて（ａ）Ｎｂ：０．０５％以下（０％を含まない）および／またはＴｉ：０．０５０％以下（０％を含まない）、（ｂ）Ｍｏ：０．５０％以下（０％を含まない）、（ｃ）Ｃｒ：０．５０％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）、およびＮｉ：０．５０％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上、（ｄ）Ｖ：０．１００％以下（０％を含まない）および／またはＢ：０．００３０％以下（０％を含まない）を含有することも好ましい。
本発明によれば、ミクロ組織が加工フェライトを２５面積％以上含有しているため、溶接歪みが低減された鋼板が提供できる。
本発明者らが検討した結果、溶接歪みの原因となる転位の移動を妨げる障害物として、フェライトを低温圧延することによって得られる加工フェライトを所定以上確保すれば溶接歪みを低減できるとともに、残部組織をポリゴナルフェライトおよびパーライト主体の組織とすれば、合金元素の添加によるコスト上昇および強冷却による形状不良を発生させることがないことを見出し、本発明を完成した。
図２は、後記する実施例の鋼種ａを用いて、加工フェライトの面積率と、角変形の程度を表す角変形量θの関係を示したグラフである。図２によれば加工フェライトを所定以上確保することによって角変形量を著しく低下できることが分かる。
加工フェライトとは、オーステナイトから変態したフェライトを圧延することにより生成した、高密度の転位が導入されたフェライト組織である。図１にマルテンサイト組織および加工フェライト組織のＴＥＭ観察像を示す。図１（ａ）に示すように、マルテンサイト組織中の転位はラス状で均一に分布している。一方、図１（ｂ）に示す加工フェライト中の転位は互いに絡み合ったセル状となっている。マルテンサイト組織中の転位は、均一に分布しているため移動しやすいが、加工フェライト中の転位は、互いに絡み合っているため移動しにくく、加工フェライトの方が塑性変形を進行させる転位の移動を妨げる障害物としての効果がより高いと考えられる。また、組織を微細化させて結晶粒界を増加させ、結晶粒界を障害物として作用させる方法において、例えば厚鋼板におけるフェライト組織の微細化では、結晶粒界の間隔はせいぜい数μｍ程度である。一方、加工フェライトにおけるセル状転位同士の間隔は１０-1μｍのオーダーであり高密度であるため、組織を微細化させる技術と比較しても、前記障害物としての効果は高いと考えられる。このような加工フェライトの効果を有効に発揮させるため、全組織中の加工フェライトの割合は２５面積％以上と定めた。加工フェライトの割合の下限は、好ましくは３０面積％以上であり、より好ましくは３５面積％以上である。一方、加工フェライトの割合が多くなりすぎると、伸びの低下を招くこととなる。従って、加工フェライトの割合の上限は、８０面積％以下が好ましく、より好ましくは７５面積％以下であり、さらに好ましくは７０面積％以下である。
本発明の組織において、加工フェライト組織以外の残部組織はポリゴナルフェライトおよびパーライトとする。残部組織をポリゴナルフェライトおよびパーライトとすれば、合金元素を過剰に添加する必要がないため鋼材のコストの上昇を招くことがなく、また圧延後の冷却を空冷等の冷却速度の遅い冷却（例えば１０℃／秒以下）とすることができるため、強冷却による冷却後の形状不良という不具合を起こすこともない。残部のポリゴナルフェライトおよびパーライトの割合は、合計で２０面積％以上とすることが好ましく、より好ましくは２５面積％以上、さらに好ましくは３０面積％以上である。一方、ポリゴナルフェライトおよびパーライトの割合が過剰になると、溶接歪みを抑制する効果のある加工フェライトを確保することができないため、合計で７５面積％以下であることが好ましく、より好ましくは７０面積％以下であり、さらに好ましくは６５面積％以下である。
ポリゴナルフェライトの面積率は１７面積％以上が好ましく、より好ましくは２２面積％以上、さらに好ましくは２７面積％以上である。一方、ポリゴナルフェライトの面積率の上限は、７２面積％以下が好ましく、より好ましくは６６面積％以下、さらに好ましくは６０面積％以下である。
パーライトの面積率は３面積％以上が好ましく、より好ましくは４面積％以上であり、さらに好ましくは５面積％以上である。一方、パーライトの面積率の上限は、２０面積％以下が好ましく、より好ましくは１７面積％以下であり、さらに好ましくは１５面積％以下である。
パーライトの面積率は３面積％以上が好ましく、より好ましくは４面積％以上であり、さらに好ましくは５面積％以上である。一方、パーライトの面積率の上限は、２０面積％以下が好ましく、より好ましくは１７面積％以下であり、さらに好ましくは１５面積％以下である。
上述の通り、加工フェライト組織以外の残部組織はポリゴナルフェライトおよびパーライトであるが、これら組織の他、不可避的に形成されるベイナイト、マルテンサイトを本発明の作用効果を阻害しない範囲で含有することは許容される。不可避的に形成される組織の割合の合計は、好ましくは１０面積％以下であり、より好ましくは８面積％以下であり、さらに好ましくは７面積％以下である。
次に、本発明の鋼板の化学成分を以下に説明する。
Ｃ：０．０３〜０．２％
Ｃは、鋼板の強度を確保するために重要な元素であるため０．０３％以上とする。Ｃ量は好ましくは０．０５％以上であり、より好ましくは０．０８％以上である。一方、Ｃ量が過剰になると靭性が低下するため、０．２％以下とする。Ｃ量は好ましくは０．１８％以下であり、より好ましくは０．１６％以下である。
Ｃは、鋼板の強度を確保するために重要な元素であるため０．０３％以上とする。Ｃ量は好ましくは０．０５％以上であり、より好ましくは０．０８％以上である。一方、Ｃ量が過剰になると靭性が低下するため、０．２％以下とする。Ｃ量は好ましくは０．１８％以下であり、より好ましくは０．１６％以下である。
Ｓｉ：０．０５〜０．４０％
Ｓｉは、脱酸元素であるとともに、固溶強化により強度を向上させる作用を有する。そこでＳｉ量は０．０５％以上と定めた。Ｓｉ量は好ましくは０．１０％以上であり、より好ましくは０．１５％以上である、一方、Ｓｉ量が過剰になると溶接性が低下する。そこでＳｉ量を０．４０％以下と定めた。Ｓｉ量は好ましくは０．３５％以下であり、より好ましくは０．３０％以下である。
Ｓｉは、脱酸元素であるとともに、固溶強化により強度を向上させる作用を有する。そこでＳｉ量は０．０５％以上と定めた。Ｓｉ量は好ましくは０．１０％以上であり、より好ましくは０．１５％以上である、一方、Ｓｉ量が過剰になると溶接性が低下する。そこでＳｉ量を０．４０％以下と定めた。Ｓｉ量は好ましくは０．３５％以下であり、より好ましくは０．３０％以下である。
Ｍｎ：０．５〜１．８０％
Ｍｎは、鋼板の焼入れ性を高めて強度および靭性を向上させるのに有効な元素である。そこでＭｎ量は０．５％以上と定めた。Ｍｎ量は、好ましくは０．６０％以上であり、より好ましくは０．７０％以上である。一方、Ｍｎ量が過剰になると溶接部の靭性が低下する。そこでＭｎ量を１．８０％以下と定めた。Ｍｎ量は、好ましくは１．７０％以下であり、より好ましくは１．６０％以下である。
Ｍｎは、鋼板の焼入れ性を高めて強度および靭性を向上させるのに有効な元素である。そこでＭｎ量は０．５％以上と定めた。Ｍｎ量は、好ましくは０．６０％以上であり、より好ましくは０．７０％以上である。一方、Ｍｎ量が過剰になると溶接部の靭性が低下する。そこでＭｎ量を１．８０％以下と定めた。Ｍｎ量は、好ましくは１．７０％以下であり、より好ましくは１．６０％以下である。
Ａｌ：０．００５〜０．１％
Ａｌは、脱酸作用を有する元素であるため０．００５％以上とする。Ａｌ量は、好ましくは０．００８％以上であり、より好ましくは０．０１５％以上である。一方、Ａｌ量が過剰になると靭性の悪化や結晶粒の粗大化を招く。そこでＡｌ量は０．１％以下と定めた。Ａｌ量は、好ましくは０．０８０％以下であり、より好ましくは０．０６０％以下である。
Ａｌは、脱酸作用を有する元素であるため０．００５％以上とする。Ａｌ量は、好ましくは０．００８％以上であり、より好ましくは０．０１５％以上である。一方、Ａｌ量が過剰になると靭性の悪化や結晶粒の粗大化を招く。そこでＡｌ量は０．１％以下と定めた。Ａｌ量は、好ましくは０．０８０％以下であり、より好ましくは０．０６０％以下である。
Ｎ：０．００１〜０．０１％
Ｎは、窒化物を形成することによって溶接熱影響部の靭性を向上させるのに寄与する元素である。そこでＮ量は０．００１％以上と定めた。Ｎ量は、好ましくは０．００２０％以上であり、より好ましくは０．００３０％以上である。一方、Ｎ量が過剰になると固溶Ｎ量が増大することによって母材の靭性が劣化する。そこでＮ量は０．０１％以下と定めた。Ｎ量は、好ましくは０．００８０％以下であり、より好ましくは０．００７０％以下である。
Ｎは、窒化物を形成することによって溶接熱影響部の靭性を向上させるのに寄与する元素である。そこでＮ量は０．００１％以上と定めた。Ｎ量は、好ましくは０．００２０％以上であり、より好ましくは０．００３０％以上である。一方、Ｎ量が過剰になると固溶Ｎ量が増大することによって母材の靭性が劣化する。そこでＮ量は０．０１％以下と定めた。Ｎ量は、好ましくは０．００８０％以下であり、より好ましくは０．００７０％以下である。
Ｐ：０．００１〜０．０５０％
Ｐは、不可避的に含まれる元素であり、通常０．００１％程度含有される。しかしＰは靭性や溶接性を劣化させる元素であり、可能な限り低減することが好ましい。そこでＰ量は０．０５０％以下と定めた。Ｐ量は、好ましくは０．０３０％以下であり、より好ましくは０．０２０％以下である。
Ｐは、不可避的に含まれる元素であり、通常０．００１％程度含有される。しかしＰは靭性や溶接性を劣化させる元素であり、可能な限り低減することが好ましい。そこでＰ量は０．０５０％以下と定めた。Ｐ量は、好ましくは０．０３０％以下であり、より好ましくは０．０２０％以下である。
Ｓ：０．００１〜０．０５０％
Ｓは、Ｐと同様に鋼中に不可避的に含まれる元素であり、通常０．００１％程度含有される。しかし、Ｓは靭性や溶接性を劣化させる元素であり、可能な限り低減することが好ましい。そこでＳ量は０．０５０％以下と定めた。Ｓ量は、好ましくは０．０２０％以下であり、より好ましくは０．０１０％以下である。
Ｓは、Ｐと同様に鋼中に不可避的に含まれる元素であり、通常０．００１％程度含有される。しかし、Ｓは靭性や溶接性を劣化させる元素であり、可能な限り低減することが好ましい。そこでＳ量は０．０５０％以下と定めた。Ｓ量は、好ましくは０．０２０％以下であり、より好ましくは０．０１０％以下である。
本発明の鋼板における基本成分は上記の通りであり、残部は実質的に鉄である。但し、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる不可避不純物が含まれることは当然に許容される。さらに本発明の鋼板は必要に応じて以下の任意元素を含有していてもよい。
Ｎｂ：０．０５％以下（０％を含まない）および／またはＴｉ：０．０５０％以下（０％を含まない）
ＮｂおよびＴｉはいずれも炭窒化物を形成して結晶粒を微細化することにより母材靭性を向上させるのに有効な元素である。このような効果を有効に発揮させるため、Ｎｂ量およびＴｉ量はいずれも０．００５％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．０１０％以上である。一方、これら元素が過剰になると却って母材靭性が劣化する。そこでＮｂ量は０．０５％以下、Ｔｉ量は０．０５０％以下とすることが好ましく、Ｎｂ量およびＴｉ量はいずれも０．０４０％以下とすることがより好ましく、さらに好ましくは０．０３０％以下である。
ＮｂおよびＴｉはいずれも炭窒化物を形成して結晶粒を微細化することにより母材靭性を向上させるのに有効な元素である。このような効果を有効に発揮させるため、Ｎｂ量およびＴｉ量はいずれも０．００５％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．０１０％以上である。一方、これら元素が過剰になると却って母材靭性が劣化する。そこでＮｂ量は０．０５％以下、Ｔｉ量は０．０５０％以下とすることが好ましく、Ｎｂ量およびＴｉ量はいずれも０．０４０％以下とすることがより好ましく、さらに好ましくは０．０３０％以下である。
Ｍｏ：０．５０％以下（０％を含まない）
Ｍｏは、母材強度を向上させる作用を有する元素である。そこでＭｏ量は０．０３％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．０５％以上である。一方、Ｍｏが過剰になると溶接性が劣化する。そこでＭｏ量は０．５０％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．３０％以下であり、さらに好ましくは０．２０％以下である。
Ｍｏは、母材強度を向上させる作用を有する元素である。そこでＭｏ量は０．０３％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．０５％以上である。一方、Ｍｏが過剰になると溶接性が劣化する。そこでＭｏ量は０．５０％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．３０％以下であり、さらに好ましくは０．２０％以下である。
Ｃｒ：０．５０％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）、およびＮｉ：０．５０％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上
Ｃｒ、Ｃｕ、およびＮｉはいずれも鋼板の耐食性を向上させる作用を有する元素である。そこでいずれも０．０３％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．１０％以上である。一方、これらの元素が過剰になると溶接性が劣化する。そこでＣｒ、およびＮｉはいずれも０．５０％以下とすることが好ましく、Ｃｕは０．５％以下とすることが好ましい。Ｃｒ量は０．３０％以下とすることがより好ましく、さらに好ましくは０．２０％以下である。Ｎｉ量は０．４０％以下とすることがより好ましく、さらに好ましくは０．３５％以下である。Ｃｕ量は０．４０％以下とすることがより好ましく、さらに好ましくは０．３０％以下である。
Ｃｒ、Ｃｕ、およびＮｉはいずれも鋼板の耐食性を向上させる作用を有する元素である。そこでいずれも０．０３％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．１０％以上である。一方、これらの元素が過剰になると溶接性が劣化する。そこでＣｒ、およびＮｉはいずれも０．５０％以下とすることが好ましく、Ｃｕは０．５％以下とすることが好ましい。Ｃｒ量は０．３０％以下とすることがより好ましく、さらに好ましくは０．２０％以下である。Ｎｉ量は０．４０％以下とすることがより好ましく、さらに好ましくは０．３５％以下である。Ｃｕ量は０．４０％以下とすることがより好ましく、さらに好ましくは０．３０％以下である。
Ｖ：０．１００％以下（０％を含まない）および／またはＢ：０．００３０％以下（０％を含まない）
ＶおよびＢはいずれも、大入熱溶接時の溶接熱影響部の軟化を抑制し、靭性を向上させる作用を有する元素である。そこでＶ量は０．００３％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．０１０％以上である。Ｂ量は０．０００３％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．００１０％以上である。一方、ＶおよびＢが過剰になると母材靭性が劣化する。そこでＶ量は０．１００％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．０８０％以下であり、さらに好ましくは０．０６０％以下である。Ｂ量は０．００３０％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．００２０％以下であり、さらに好ましくは０．００１５％以下である。
ＶおよびＢはいずれも、大入熱溶接時の溶接熱影響部の軟化を抑制し、靭性を向上させる作用を有する元素である。そこでＶ量は０．００３％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．０１０％以上である。Ｂ量は０．０００３％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．００１０％以上である。一方、ＶおよびＢが過剰になると母材靭性が劣化する。そこでＶ量は０．１００％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．０８０％以下であり、さらに好ましくは０．０６０％以下である。Ｂ量は０．００３０％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．００２０％以下であり、さらに好ましくは０．００１５％以下である。
本発明の鋼板において、加工フェライトを２５面積％以上確保するためには特に、表１に示す強度クラス毎にＡｒ3点が従来よりも高めになるような成分設計をした上で、圧延終了温度を、Ａｒ3点と圧延終了温度との差が従来よりも大きくなるようにして（例えば仕上圧延温度がＡｒ3点−８０℃以下であり、好ましくはＡｒ3点−８５℃以下）、フェライト＋オーステナイト二相域圧延を高圧下率で行うことが有効である。仕上圧延温度はＡｒ3点−１１０℃以上（より好ましくはＡｒ3点−１００℃以上）が好ましい。このようにすることによって、鋼板の平坦度を向上できる。表１は本発明鋼板の適用対象となる日本海事協会規格の一部抜粋である。また、本発明におけるＡｒ3点は、下記式（１）によって求められる温度である。なお、鋼板が下記式（１）に規定される元素を含んでいない場合は、その含有量は０質量％として計算すれば良い。
Ａｒ3点（℃）＝９１０−３１０×［Ｃ］−８０×［Ｍｎ］−２０×［Ｃｕ］−１５×［Ｃｒ］−５５×［Ｎｉ］−８０×［Ｍｏ］ ・・・（１）
（式中、［ ］は各元素の含有量（質量％）を表す。）
Ａｒ3点（℃）＝９１０−３１０×［Ｃ］−８０×［Ｍｎ］−２０×［Ｃｕ］−１５×［Ｃｒ］−５５×［Ｎｉ］−８０×［Ｍｏ］ ・・・（１）
（式中、［ ］は各元素の含有量（質量％）を表す。）
表１に示した日本海事協会規格では、まず強度クラス別に４０キロ鋼（区分（i）。ＳＩ単位に換算すると３９０ＭＰａ級鋼。）と５０キロ鋼（区分（ii）および（iii）。ＳＩ単位に換算すると４９０ＭＰａ級鋼。）に分けられ、５０キロ鋼についてはそれぞれ降伏点によってＹＰ３２（降伏点が３２キロ）とＹＰ３６（降伏点が３６キロ）に分けられている。さらにいずれの強度クラスにおいても、靭性レベルに応じてＡ、Ｄ、およびＥクラスに分けられている。
区分（i）は、すなわち、引張強度（ＴＳ）が４００〜４９０ＭＰａ、降伏点（ＹＰ）が２３５ＭＰａ以上、板厚３０ｍｍでの全伸び（Ｅｌ）が２０％以上である。区分(i)において、さらに靭性クラスＡでは０℃でのシャルピー吸収エネルギーｖＥ0の平均値が２０Ｊ以上、かつ目標破面遷移温度ｖＴｒｓが０℃以下、靭性クラスＤでは−２０℃でのシャルピー吸収エネルギーｖＥ-20の平均値が２０Ｊ以上、かつ目標破面遷移温度ｖＴｒｓが−２０℃以下、靭性クラスＥでは−４０℃でのシャルピー吸収エネルギーｖＥ-40の平均値が２０Ｊ以上、かつ目標破面遷移温度ｖＴｒｓが−４０℃以下である。区分（i）において、本発明鋼板は従来鋼と比較して、Ａｒ3点が１０〜４０℃程度高くなるようにすることが好ましく、Ａｒ3点は例えば８１５℃以上８４０℃未満が好ましい。
区分（ii）のうちＹＰ３２は、引張強度（ＴＳ）が４４０〜５９０ＭＰａ、降伏点（ＹＰ）が３１５ＭＰａ以上、板厚３０ｍｍでの全伸びが２０％以上であり、さらに靭性クラスＡでは０℃でのシャルピー吸収エネルギーｖＥ0の平均値が２２Ｊ以上、かつ目標破面遷移温度ｖＴｒｓが０℃以下、靭性クラスＤでは−２０℃でのシャルピー吸収エネルギーｖＥ0の平均値が２２Ｊ以上、かつ目標破面遷移温度ｖＴｒｓが−２０℃以下である。また、区分（ii）のうちＹＰ３６は、引張強度（ＴＳ）が４９０〜６２０ＭＰａ、降伏点（ＹＰ）が３５５ＭＰａ以上、板厚３０ｍｍでの全伸びが１９％以上であり、さらに靭性クラスＡでは０℃でのシャルピー吸収エネルギーｖＥ0の平均値が２４Ｊ以上、かつ目標破面遷移温度ｖＴｒｓが０℃以下、靭性クラスＤでは−２０℃でのシャルピー吸収エネルギーｖＥ-20の平均値が２４Ｊ以上、かつ目標破面遷移温度ｖＴｒｓが−２０℃以下である。区分（ii）において、本発明鋼板は従来鋼と比較してＡｒ3点が１０〜３５℃程度高くなるようにすることが好ましく、Ａｒ3点は例えば７９０℃以上８１５℃未満が好ましい。
区分（iii）のうちＹＰ３２は、引張強度（ＴＳ）が４４０〜５９０ＭＰａ、降伏点（ＹＰ）が３１５ＭＰａ以上、板厚３０ｍｍでの全伸びが２０％以上であり、−４０℃でのシャルピー吸収エネルギーｖＥ-40の平均値が２２Ｊ以上、かつ目標破面遷移温度ｖＴｒｓが−４０℃以下である。また、区分（iii）のうちＹＰ３６は、引張強度（ＴＳ）が４９０〜６２０ＭＰａ、降伏点（ＹＰ）が３５５ＭＰａ以上、板厚３０ｍｍでの全伸びが１９％以上であり、−４０℃でのシャルピー吸収エネルギーｖＥ-40の平均値が２４Ｊ以上、かつ目標破面遷移温度ｖＴｒｓが−４０℃以下である。区分（iii）において、本発明鋼板は従来鋼と比較してＡｒ3点が５〜３０℃程度高くなるようにすることが好ましく、Ａｒ3点は例えば７６０℃以上７９０℃未満が好ましい。
以上の区分（i）〜（iii）を全てまとめると、本発明鋼板のＡｒ3点は７６０℃以上、８４０℃未満であることが好ましい。
圧延後は、いずれの区分においても１０℃／秒以下の冷却速度で冷却することが好ましい。また、いずれの区分においてもＡｒ3点以下の累積圧下率は、例えば５０％以上とすることが好ましく、より好ましくは５５％以上、さらに好ましくは６５％以上であり、特に７０％以上が好ましい。
本発明の鋼板の板厚は特に限定されないが、角変形が顕著となる板厚１０ｍｍ以上３０ｍｍ以下の鋼板で特に本発明の効果が有効に発揮される。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
表２に示す化学成分の鋼を、通常の溶製法に従って溶製した後、鋳造し、表３に示す条件で圧延し、表３に示す板厚の鋼板を得た。
得られた鋼板を以下の方法で評価した。
（１）引張強度および靭性の測定
得られた鋼板からＪＩＳ１Ｂ号試験片（すなわち、全厚試験片）を採取し、ＪＩＳ Ｚ２２４１に従って、引張強度を測定するとともに、降伏点（ＹＰ）、全伸び（ＥＬ）も測定した。また靭性については、各鋼板の深さｔ／４（ｔ：板厚）の位置から、ＪＩＳ Ｚ ２２０２（２００６）で規定のＶノッチ試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２（２００６）に規定の方法でシャルピー衝撃試験を行い、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を測定した。
（１）引張強度および靭性の測定
得られた鋼板からＪＩＳ１Ｂ号試験片（すなわち、全厚試験片）を採取し、ＪＩＳ Ｚ２２４１に従って、引張強度を測定するとともに、降伏点（ＹＰ）、全伸び（ＥＬ）も測定した。また靭性については、各鋼板の深さｔ／４（ｔ：板厚）の位置から、ＪＩＳ Ｚ ２２０２（２００６）で規定のＶノッチ試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２（２００６）に規定の方法でシャルピー衝撃試験を行い、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を測定した。
（２）ミクロ組織の同定
ミクロ組織の同定について、図３を用いて説明する。図３は表３のＮｏ．２およびＮｏ．１１について行った組織同定の手順を示した図である。まず、鋼板のｔ／４位置（ｔ：板厚）の圧延方向と平行な板厚方向断面を試験面とし、ナイタールによる腐食後に１００倍でミクロ組織写真（観察視野：０．８ｍｍ×０．６ｍｍ）を撮影する（図３のＳＴＥＰ１）。次に、ミクロ組織写真画像のコントラストを最弱にして２値化し、黒色部の面積をパーライト面積率とする（図３のＳＴＥＰ２）。続いてミクロ組織写真画像のコントラストを最強にして２値化し、白色部の面積をポリゴナルフェライト面積率とする（図３のＳＴＥＰ３）。さらに、ミクロ組織にベイナイトおよび／またはマルテンサイトが含まれる場合は、それぞれの部分を着色する画像処理を行い、その面積率をベイナイトおよびマルテンサイト面積率とする（図３のＳＴＥＰ４）。最後に、１００％から上記ＳＴＥＰ１〜４で求めたパーライト面積率、ポリゴナルフェライト面積率、ベイナイトおよびマルテンサイト面積率を差し引き、加工フェライト面積率とした（図３のＳＴＥＰ５）。
ミクロ組織の同定について、図３を用いて説明する。図３は表３のＮｏ．２およびＮｏ．１１について行った組織同定の手順を示した図である。まず、鋼板のｔ／４位置（ｔ：板厚）の圧延方向と平行な板厚方向断面を試験面とし、ナイタールによる腐食後に１００倍でミクロ組織写真（観察視野：０．８ｍｍ×０．６ｍｍ）を撮影する（図３のＳＴＥＰ１）。次に、ミクロ組織写真画像のコントラストを最弱にして２値化し、黒色部の面積をパーライト面積率とする（図３のＳＴＥＰ２）。続いてミクロ組織写真画像のコントラストを最強にして２値化し、白色部の面積をポリゴナルフェライト面積率とする（図３のＳＴＥＰ３）。さらに、ミクロ組織にベイナイトおよび／またはマルテンサイトが含まれる場合は、それぞれの部分を着色する画像処理を行い、その面積率をベイナイトおよびマルテンサイト面積率とする（図３のＳＴＥＰ４）。最後に、１００％から上記ＳＴＥＰ１〜４で求めたパーライト面積率、ポリゴナルフェライト面積率、ベイナイトおよびマルテンサイト面積率を差し引き、加工フェライト面積率とした（図３のＳＴＥＰ５）。
（３）冷却後形状の観察
得られた鋼板について、加速冷却を行った鋼板の冷却後の形状を目視によって観察した。なお、空冷を行った鋼板については加速冷却を行った時のような形状不良はそもそも生じ得ないため、表４中「−」で示した。
得られた鋼板について、加速冷却を行った鋼板の冷却後の形状を目視によって観察した。なお、空冷を行った鋼板については加速冷却を行った時のような形状不良はそもそも生じ得ないため、表４中「−」で示した。
（４）角変形量の測定
各鋼板から図４に示す形状の試験片（幅：２００ｍｍ×長さ：１００ｍｍ×厚さ：１０〜３０ｍｍ）を切り出し、幅方向の中心位置に以下に示す条件で溶接を行い、ビードオンプレートを作製した。
溶接条件
電流：３００Ａ
電圧：３２Ｖ
溶接速度：２５ｃｍ／ｍｉｎ
入熱量：２３０４０Ｊ／ｃｍ（リブの隅肉溶接時、脚長５〜６ｍｍの１パス２本に相当）
ビード幅：約１８ｍｍ
各鋼板から図４に示す形状の試験片（幅：２００ｍｍ×長さ：１００ｍｍ×厚さ：１０〜３０ｍｍ）を切り出し、幅方向の中心位置に以下に示す条件で溶接を行い、ビードオンプレートを作製した。
溶接条件
電流：３００Ａ
電圧：３２Ｖ
溶接速度：２５ｃｍ／ｍｉｎ
入熱量：２３０４０Ｊ／ｃｍ（リブの隅肉溶接時、脚長５〜６ｍｍの１パス２本に相当）
ビード幅：約１８ｍｍ
得られたビードオンプレートは、図４に示すように溶接側に凹の角変形が起きる。角変形量θは、試験片の幅方向の長さＷと、上下方向の変形量δから、下記（２）式を用いることによって求めた。
θ＝（１／２）×ｓｉｎ-1（２δ／Ｗ） ・・・（２）
結果を表４に示す。
θ＝（１／２）×ｓｉｎ-1（２δ／Ｗ） ・・・（２）
結果を表４に示す。
Ｎｏ．１〜６、および１８は、化学成分組成が本発明要件を満たすとともに、製造条件も好ましい要件を満たしているため、加工フェライトを２５面積％以上確保することができ、その結果、角変形量を十分に抑えることができる。
一方、Ｎｏ．７〜９、１３、１４、１７、２０は、化学成分および製造条件（Ａｒ3点の調整および圧延終了温度の調整）が適切に制御されていないため、加工フェライトが不十分であり、角変形量が大きくなった例である。
Ｎｏ．７〜９、１７は、前述した表１の強度区分（i）に属する例であるが、強度区分
（i）に属する発明例であるＮｏ．１８に比べて、Ａｒ3点が低く、かつ圧延終了温度も高かったためにフェライト＋オーステナイト二相域での圧下量が不足した結果、加工フェライトを十分に確保することができず、角変形量が大きくなった例である。
（i）に属する発明例であるＮｏ．１８に比べて、Ａｒ3点が低く、かつ圧延終了温度も高かったためにフェライト＋オーステナイト二相域での圧下量が不足した結果、加工フェライトを十分に確保することができず、角変形量が大きくなった例である。
Ｎｏ．１９は、強度区分（ii）に属する例であるが、強度区分（ii）に属する発明例であるＮｏ．１、２に比べてＡｒ3点が低く、かつ圧延終了温度も高かったためにフェライト＋オーステナイト二相域での圧下量が不足した結果、加工フェライトを十分に確保することができず、角変形量が大きくなった例である。
Ｎｏ．１３、１４、２０は、強度区分（iii）に属する例であるが、強度区分（iii）に属する発明例であるＮｏ．３〜６に比べてＡｒ3点が低く、かつ圧延終了温度も高かったためにフェライト＋オーステナイト二相域での圧下量が不足した結果、加工フェライトを十分に確保することができず、角変形量が大きくなった例である。
Ｎｏ．１０、１６は、Ｍｏ量が多かったためにフェライト変態の進行が抑制され、その結果、加工フェライトを確保することができなくなったため、角変形量が大きくなった例である。
Ｎｏ．１１は、Ｍｎ量が多かったためにフェライト変態の進行が抑制され、その結果、加工フェライトを確保することができなくなったため、角変形量が大きくなった例である。
Ｎｏ．１２は、溶接歪みを低減するために従来から提案されてきたマルテンサイト分率を高くした例であるが、各変形量は本発明例に比べて劣っており、さらに急冷しているため冷却後の形状も悪化している。
Ｎｏ．１５は、圧延後の冷却速度が速かったため、冷却後の形状が悪化した例である。
Claims (6)
- Ｃ ：０．０３〜０．２％（質量％の意味。以下、同じ。）、
Ｓｉ：０．０５〜０．４０％、
Ｍｎ：０．５〜１．８０％、
Ａｌ：０．００５〜０．１％、
Ｎ ：０．００１〜０．０１％、
Ｐ ：０．００１〜０．０５０％、
Ｓ ：０．００１〜０．０５０％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物であり、
ミクロ組織が加工フェライトを２５面積％以上含有し、
残部組織がポリゴナルフェライトおよびパーライト、並びに合計で１０面積％以下（０％を含む）のベイナイトおよび／またはマルテンサイトであることを特徴とする溶接歪みの少ない鋼板。 - 下記式（１）で表されるＡｒ3点が７６０℃以上、８４０℃未満である請求項１に記載の鋼板。
Ａｒ3点（℃）＝９１０−３１０×［Ｃ］−８０×［Ｍｎ］−２０×［Ｃｕ］−１５×［Ｃｒ］−５５×［Ｎｉ］−８０×［Ｍｏ］ ・・・（１）
（式中、［ ］は各元素の含有量（質量％）を表す。） - さらに、Ｎｂ：０．０５％以下（０％を含まない）および／またはＴｉ：０．０５０％以下（０％を含まない）を含有する請求項１または２に記載の鋼板。
- さらに、Ｍｏ：０．５０％以下（０％を含まない）を含有する請求項１〜３のいずれかに記載の鋼板。
- さらに、Ｃｒ：０．５０％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）、およびＮｉ：０．５０％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上を含有する請求項１〜４のいずれかに記載の鋼板。
- さらに、Ｖ：０．１００％以下（０％を含まない）および／またはＢ：０．００３０％以下（０％を含まない）を含有する請求項１〜５のいずれかに記載の鋼板。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2011072402A JP2011225983A (ja) | 2010-03-29 | 2011-03-29 | 溶接歪みの少ない鋼板 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2010075832 | 2010-03-29 | ||
| JP2010075832 | 2010-03-29 | ||
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Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2011225983A true JP2011225983A (ja) | 2011-11-10 |
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ID=45041678
Family Applications (1)
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| JP2011072402A Withdrawn JP2011225983A (ja) | 2010-03-29 | 2011-03-29 | 溶接歪みの少ない鋼板 |
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| JP (1) | JP2011225983A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN107557681A (zh) * | 2017-08-02 | 2018-01-09 | 邢台钢铁有限责任公司 | 一种具有优异变形性能的中低碳钢线材及其生产方法 |
| CN111020384A (zh) * | 2019-12-16 | 2020-04-17 | 南阳汉冶特钢有限公司 | 一种调质型超厚高强度sm570钢板及其生产方法 |
-
2011
- 2011-03-29 JP JP2011072402A patent/JP2011225983A/ja not_active Withdrawn
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|---|---|---|---|---|
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