JP2011246768A - 高張力鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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Abstract

【課題】溶接性と安定した母材性能を達成できる高張力鋼板を提供することを目的とする。
【解決手段】本発明の高張力鋼板は、C:0.01〜0.06質量%を含有し、さらにMn、Cr、Mo、V、Nb、B、Ti、N、Si、Al、P、Sを含有するとともに、下記式(1)、(2)で表されるKPおよびKVがそれぞれ2.4≦KP≦4.5、およびKV≦0.060を満足し、鋼組織の90面積%以上がベイナイトであり、ベイナイト組織の平均結晶粒径が5〜20μmであり、旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が5.0以上であることを特徴とする。
KP=[Mn]+1.5×[Cr]+2×[Mo] ・・・(1)
KV=[V]+[Nb] ・・・(2)
【選択図】なし

Description

本発明は、建築構造物や橋梁などの大型構造物に好適に用いられ、引張強度が570MPa以上の高張力鋼板(以下、「570MPa級鋼板」と称する場合がある。)およびその製造方法に関するものであり、殊に溶接性(HAZ靭性および耐溶接割れ性)と安定した母材性能を有する高張力鋼板およびその製造方法に関するものである。
高張力鋼板で優れた溶接性を確保するためには、従来からC量を低減した成分設計がなされており、引張強度については合金元素を添加することで確保されている。
本発明者らはこれまでに特許文献1、2などの技術を開示し、溶接性(HAZ靭性、耐溶接割れ性など)や母材強度に優れる鋼板を開示してきた。特許文献1、2は、C量を0.06%程度以下に低減した成分系において、Mo、Nb、Vといった炭化物を形成しやすい元素を添加したものであり、これらの成分組成は優れた溶接性と母材性能(引張強度や靭性)を発揮することができるが、母材性能のばらつきという点において改善の余地があった。
また、HAZ靭性や母材靭性を向上させる技術として例えば特許文献3〜6が挙げられる。特許文献3では、O、Sの一方もしくは両方を含む介在物を分散させた鋼材をAc3点以上、1350℃以下に加熱し、未再結晶温度域にて累積圧下率40〜90%の熱間圧延をした後、1〜60℃/secの冷却速度で600℃以下まで冷却することによって、母材靭性と超大入熱溶接HAZ靭性を向上させることが開示されている。特許文献3は、C量を低減した成分系における母材性能のばらつきに着目したものではなく、また溶接性の中でも耐溶接割れ性については検討されていない。
特許文献4では引張強度780MPa以上の鋼板において、C量を0.080%以下とし、合金成分を添加した成分系において、Ac3〜1350℃程度に加熱後、800℃以下の累積圧下率が50%以上となるように熱間圧延を行い、0.05〜50℃/s程度で冷却する技術が開示されている。特許文献4では、母材強度の安定性が不十分であり、また仕上圧延温度が700〜720℃と比較的低めであるため、570MPa級鋼板に適用するにはコストの点で問題がある。
特許文献5では、C量を0.04%未満に制御して合金成分を添加した鋼材を、1020℃以上、1300℃以下に加熱し、1020℃以下、920℃超における累積圧下率を60%未満とし、920℃以下、Ar3点超での累積圧下率が50%以上、90%以下となるように圧延し、冷却速度1℃/秒以上の加速冷却を開始し、550℃未満、300℃以上の温度範囲で加速冷却を停止し、その後放冷する技術が開示されている。しかし特許文献5では母材靭性の安定性が不十分であった。
特許文献6では、C量を0.02mass%以下と一層低減した成分系において、Ac3点〜1350℃の温度に加熱後、800℃から650℃の温度域での圧下率が20%以上となる熱間圧延を施し、その後冷却する、材質ばらつきが少なくかつ溶接性に優れる高強度鋼材の製造方法が開示されている。しかし特許文献6では、HAZ靭性が不十分であり、大入熱溶接に適用するには問題があった。
特許第3863413号公報 特許第4220871号公報 特開2003−49237号公報 特許第4354754号公報 特開2008−261012号公報 特許第3500838号公報
本発明は、溶接性(HAZ靭性および耐溶接割れ性)と安定した母材性能(引張強度および靭性)を達成できる高張力鋼板を提供することを目的とする。
上記課題を解決した本発明の高張力鋼板は、C:0.01〜0.06%(質量%の意味。以下、化学成分組成について同じ。)、Mn:1.25〜2.5%、Cr:0.1〜2.0%、Mo:0.01〜1.5%、V:0.040%以下(0%を含む)、Nb:0.001〜0.030%、B:0.0006〜0.005%、Ti:0.005〜0.05%、N:0.002〜0.010%、Si:0.5%以下(0%を含まない)、Al:0.07%以下(0%を含まない)、P:0.02%以下(0%を含まない)、S:0.01%以下(0%を含まない)を含有し、残部が鉄および不可避不純物であり、下記式(1)、(2)で表されるKPおよびKVがそれぞれ2.4≦KP≦4.5、およびKV≦0.060を満足するとともに、鋼組織の90面積%以上がベイナイトであり、残部がマルテンサイトとオーステナイトよりなる混合組織(MA組織)、フェライト、擬ポリゴナルフェライトであり、ベイナイト組織の平均結晶粒径が5〜20μmであり、旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が5.0以上であることを特徴とする。
KP=[Mn]+1.5×[Cr]+2×[Mo] ・・・(1)
KV=[V]+[Nb] ・・・(2)
(但し、[ ]は各元素の含有量(質量%)を表す。)
本発明の高張力鋼板は、必要に応じて(a)Cu:2.0%以下(0%を含まない)、(b)Ni:5.0%以下(0%を含まない)、(c)Zr、Ca、Mg、およびREMよりなる群から選択される1種以上を、Ca、Mg、およびREMの合計含有量が0.010%以下(0%を含まない)であり、Zr量が0.020%以下(0%を含まない)となるように含有していても良い。
また、本発明には上記のいずれかの高張力鋼板を製造する方法であって、Ac3〜1300℃に加熱して熱間圧延を行うにあたり、加熱温度をT(℃)とする時、T/20−8(%)以上の圧下率で未再結晶域圧延を実施し、前記圧延後0.5〜50℃/秒の冷却速度で冷却することを特徴とする高張力鋼板の製造方法も包含される。
本発明によれば、化学成分を適切に制御するとともに、製造条件を適切に制御(特に、熱間圧延するにあたって加熱温度に応じた圧下率で未再結晶域圧延を施している)しているため、ベイナイト組織の分率、形態、および旧オーステナイト粒の平均アスペクト比を適切に調整することができ、溶接性(HAZ靭性および耐溶接割れ性)と安定した母材性能(引張強度および靭性)を達成することができる。
本発明者らは、優れた溶接性を有する鋼材について、生産性を低下させることなく母材性能を安定化させた鋼板を得るために検討した結果、化学成分組成を適切に制御した上で、製造条件の中でも特に、熱間圧延の加熱温度に応じて未再結晶域の圧下率を適切に制御した圧延を行えば良いことを見出した。
まず、本発明の高張力鋼板の化学成分について以下に説明する。
C:0.01〜0.06%
Cは溶接時におけるHAZ部の耐溶接割れ性と母材強度を両立させ、且つ大入熱HAZ靭性を改善するために重要な元素である。Cが0.06%を超えると高冷却速度側で低温変態ベイナイトでなく、マルテンサイトが生成するようになり、耐溶接割れ性および大入熱HAZ靭性が改善されない。またCが0.01%未満では必要最小限の母材強度が得られない。そこでC量は0.01〜0.06%と定めた。C量の下限は、好ましくは0.020%であり、より好ましくは0.024%である。C量の上限は、好ましくは0.050%以下であり、より好ましくは0.045%以下である。
Mn:1.25〜2.5%
Mnは焼入れ性を改善する作用を有するとともに、ベイナイトブロックを微細化して母材靭性を改善する効果を発揮する。Mn量が1.25%未満であると、所望の焼入れ性改善作用が発揮されず、母材強度が不足する。一方、Mn量が2.5%を超えて過剰になるとHAZ部の耐溶接割れ性が劣化することになる。そこでMn量を1.25〜2.5%と定めた。Mn量の下限は、好ましくは1.35%であり、より好ましくは1.45%(特に1.50%)である。Mn量の上限は、好ましくは2.3%であり、より好ましくは2.0%である。
Cr:0.1〜2.0%
Crは本発明において重要な元素であり、焼入れ性を改善するだけでなく、Bによる焼入れ性の改善効果を安定的に確保する作用を有する。また、ベイナイトブロックの微細化を達成し、母材靭性を改善する効果も発揮する。Cr量が0.1%未満ではこれらの効果が有効に発揮されず、一方、Cr量が2.0%を超えて過剰になるとHAZ部の耐溶接割れ性が劣化する。そこでCr量を0.1〜2.0%と定めた。Cr量の下限は、好ましくは0.20%であり、より好ましくは0.40%(特に0.50%)である。Cr量の上限は、好ましくは1.5%であり、より好ましくは1.4%である。
Mo:0.01〜1.5%
Moは、Mo、NbおよびBの複合効果によって焼入れ性を改善する作用を有する。こうした効果を有効に発揮させるためには、Mo量は0.01%以上含有させる必要がある。一方、Moが1.5%を超えて過剰になるとHAZの耐溶接割れ性が劣化する。そこでMo量は0.01〜1.5%と定めた。Mo量の下限は、好ましくは0.10%、より好ましくは0.13%である。Mo量の上限は、好ましくは1.3%であり、より好ましくは1.0%である。
2.4≦KP≦4.5、KP=[Mn]+1.5×[Cr]+2×[Mo]
本発明において、上記したMn、Cr、Moの含有量を個々に制御するのみならず、これら元素の含有量によって定まるKPを制御することも重要である。KPの値が2.4未満では上記した焼入れ性改善効果を十分に発揮することができず、擬ポリゴナルフェライトやフェライトが生成しやすくなり、570MPa以上の母材強度を得ることができなくなる。一方、KPの値が4.5を超えて大きくなると大入熱HAZ靭性が低下する。そこでKPは2.4以上4.5以下と定めた。KPの下限は、好ましくは2.6であり、より好ましくは2.8である。KPの上限は、好ましくは4.3であり、より好ましくは4.0である。
V:0.040%以下(0%を含む)、Nb:0.001〜0.030%
Vは少量の添加で焼入れ性および焼戻し軟化抵抗を高める作用を有する元素である。このような作用を有効に発揮させるため、V量は0.01%以上とすることが好ましく、より好ましくは0.02%以上である。Nbも少量の添加で焼入れ性を高め、母材強度の向上に寄与する元素であるため、Nb量は0.001%以上と定めた。Nb量の下限は、好ましくは0.005%であり、より好ましくは0.006%である。一方、V量およびNb量が過剰になると大入熱HAZ靭性が低下する。そこでV量は0.040%以下、Nb量は0.030%以下と定めた。V量の上限は、好ましくは0.035%であり、より好ましくは0.030%である。Nb量の上限は、好ましくは0.025%であり、より好ましくは0.022%である。
KV≦0.060、KV=[V]+[Nb]
本発明において、上記したVとNbは、個々の含有量を制御するのみならず、これら元素の含有量によって定まるKVの値を制御することも重要である。上記の通り、これらの元素が過剰になりすぎると、大入熱HAZ靭性を低下させるためである。そこでKVは0.060以下と定めた。KVは好ましくは0.055以下であり、より好ましくは0.040以下である。
B :0.0006〜0.005%
Bは焼入れ性を改善する作用を有する元素であり、低冷却速度でベイナイトを生成しやすくすると共に、極低Cとし、同時に適量のMn、Cr、Moを添加することで小入熱溶接時におけるHAZ部の耐溶接割れ性と母材強度を高める作用を発揮する。このような作用を有効に発揮させるためB量を0.0006%以上と定めた。B量の下限は、好ましくは0.0008%であり、より好ましくは0.0010%である。一方、B量が過剰になるとかえって焼入れ性が低下し、母材靭性と溶接性が不足する。そこでB量は0.005%以下と定めた。B量の上限は、好ましくは0.004%、より好ましくは0.003%、さらに好ましくは0.0015%(特に0.0012%)である。
Bについて、特にNbとVを添加している成分系においては、B量を精緻に制御することが重要である。特にNbとBを複合添加することで鋼材の再結晶温度が上昇することが知られている。すなわち、NbとBを複合添加した場合には比較的高温域で未再結晶域圧延を実施できるという効果が発現するが、本発明者らはNbとBの複合添加が、靭性(特にHAZ靭性)に対して大きな悪影響を及ぼすことを見出している。このような観点から、Nb量とB量の合計は、0.005〜0.033%とすることが好ましく、より好ましくは0.010〜0.030%である。
Ti:0.005〜0.05%
Tiは、Nと窒化物を形成して大入熱溶接時におけるHAZ部のオーステナイト粒を微細化し、HAZ靭性の改善に寄与する点で有用である。そこでTi量を0.005%以上と定めた。Ti量の下限は、好ましくは0.008%であり、より好ましくは0.010%である。一方、Ti量が過剰になるとかえってHAZ靭性が低下する。そこでTi量は0.05%以下と定めた。Ti量の上限は、好ましくは0.040%以下であり、より好ましくは0.030%以下である。
N:0.002〜0.010%
Nは上記した通り、Tiと窒化物を形成して大入熱溶接時におけるHAZ靭性改善に寄与する点で有用である。このような作用を有効に発揮させるため、N量は0.002%以上と定めた。N量の下限は、好ましくは0.0030%であり、より好ましくは0.0035%である。ただし、NはBと結合して固溶Bを減少させ、Bの焼入れ性向上作用を阻害し、母材の靭性および大入熱HAZ靭性を低下させる作用も有しており、Nの含有量が0.010%を超えるとその作用が顕著になる。そこでN量は、0.010%以下とする。N量の上限は、好ましくは0.0090%であり、より好ましくは0.0080%である。
Si:0.5%以下(0%を含まない)
Siは脱酸剤として有用な元素であるが、0.5%を超えて含有すると溶接性および母材靭性が低下する。そこでSi量は0.5%以下とする。Si量の上限は好ましくは0.40%以下であり、より好ましくは0.35%以下である。
Al:0.07%以下(0%を含まない)
Alは脱酸元素であるとともに、Nを固定して固溶Bを確保することでBに基づく焼入れ性向上作用を高める元素であるが、0.07%を超えて含有すると母材靭性が低下する。そこでAl量は0.07%以下とする。Al量の上限は、好ましくは0.060%であり、より好ましくは0.040%以下である。
P:0.02%以下(0%を含まない)、S:0.01%以下(0%を含まない)
PおよびSは、靭性等の物性に悪影響を及ぼす有害な不純物元素であるため、P量は0.02%以下、S量は0.01%以下に抑制する。P量の上限は、好ましくは0.015%、より好ましくは0.010%であり、S量の上限は、好ましくは0.007%、より好ましくは0.005%である。
本発明鋼板の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的不純物が含まれることは、当然に許容される。また、本発明の鋼板は、必要に応じて以下の元素を含有していても良い。
Cu:2.0%以下(0%を含まない)
Cuは固溶強化および析出強化により母材強度を向上させると共に、焼入れ性向上作用を有する元素である。このような効果を有効に発揮させるため、Cu量は0.10%以上含有させることが好ましく、より好ましくは0.20%以上である。一方、Cu量が過剰になると大入熱HAZ靭性が低下する。そこでCu量は2.0%以下とすることが好ましい。Cu量の上限は、より好ましくは1.5%であり、さらに好ましくは0.5%である。
Ni:5.0%以下(0%を含まない)
Niは、母材靭性向上に有用な元素である。このような効果を有効に発揮させるため、Ni量は0.10%以上とすることが好ましく、より好ましくは0.20%以上である。一方、Ni量が過剰になるとスケール疵が発生しやすくなるため、Ni量は5.0%以下とすることが好ましい。Ni量の上限は、より好ましくは4%以下であり、さらに好ましくは3%以下である。
Zr、Ca、Mg、およびREMよりなる群から選択される1種以上を、Ca、Mg、およびREMの合計含有量が0.010%以下(0%を含まない)であり、Zr量が0.020%以下(0%を含まない)となるように含有
Zr、Ca、MgおよびREMはいずれも、介在物を微細化させる作用を有するため、母材靭性の安定化およびHAZ靭性の向上に寄与する元素である。このような効果を有効に発揮させるためCa、MgおよびREMは合計で0.0005%以上含有させることが好ましく、より好ましくは0.0010%以上である。またZr量は好ましくは0.002%以上であり、より好ましくは0.005%以上である。一方、これらの含有量が過剰になると介在物が粗大化することによりHAZ靭性が劣化する。そこでCa、MgおよびREMの含有量は合計で0.010%以下とすることが好ましく、より好ましくは0.008%以下であり、さらに好ましくは0.005%以下である。またZr量は好ましくは0.020%以下であり、より好ましくは0.015%以下であり、さらに好ましくは0.010%以下である。なお、本発明においてREMは、周期律表3族に属するスカンジウム(Sc)、イットリウム(Y)およびランタノイド系列希土類元素(原子番号57〜71)の元素のいずれをも用いることができる。
次に、本発明の高張力鋼板の組織について以下に説明する。
本発明の高張力鋼板の組織は、90面積%以上がベイナイトであり、残部がマルテンサイトとオーステナイトよりなる混合組織(MA組織)、フェライト、擬ポリゴナルフェライトである。ベイナイト分率を90面積%以上とすることによって、母材の引張強度を確保することが可能となる。ベイナイト分率は好ましくは95面積%以上であり、より好ましくは97%以上であり、特に100%であることが好ましい。なお、上述した特許文献3はフェライトの微細化を前提とする技術であって、組織において本発明とは異なっている。
前記ベイナイト組織の平均結晶粒径は5〜20μmである。ベイナイトの平均結晶粒径は5μm未満であるとベイナイトはグラニュラー状になり強度および靭性が低下する。一方、ベイナイト平均結晶粒径が20μmを超えて粗大になると母材靭性が不安定となる。ベイナイト組織の平均結晶粒径は、好ましくは8〜16μmである。
また、本発明において旧オーステナイト粒の平均アスペクト比は5.0以上である。旧オーステナイト粒の平均アスペクト比は、本発明において重要な要件であり、5.0以上とすることにより母材靭性を安定して確保する、すなわち母材靭性を所定以上確保するとともにばらつきを抑制することができる。旧オーステナイト粒の平均アスペクト比は好ましくは6.0以上であり、より好ましくは6.2以上である。該平均アスペクト比の上限は特に限定されないが、通常10程度である。
本発明の高張力鋼板は母材強度および母材靭性を安定して確保することができる。母材強度については、例えば後述する実施例に記載した要領に従って測定した引張試験において、570MPa以上となることが好ましい。母材靭性については、例えば後述する実施例に記載した要領に従って測定したシャルピー衝撃試験において、3本の試験片について測定したシャルピー吸収エネルギー(vE-5)の平均値および最低値がともに200J以上であることが好ましい。
また本発明の高張力鋼板を用いて溶接を行った場合、良好な溶接性を得ることができる。例えば入熱量15kJ/mmの溶接を行った場合のHAZの靭性は、−5℃でのシャルピー吸収エネルギー(vE-5)で80J以上であることが好ましく、より好ましくは100J以上(特に150J以上)である。また耐溶接割れ性については、例えば後述する実施例において測定した、断面割れ率が0となるルート割れ防止予熱温度が25℃以下となることが好ましく、より好ましくは0℃以下である。
本発明の鋼板の板厚は、例えば6mm以上(好ましくは15mm以上、より好ましくは20mm以上)、100mm以下程度である。
上記した本発明の高張力鋼板を得るためには、化学成分組成を調整した鋼を通常の溶製法に従って溶製し、鋳造してスラブとした後、熱間圧延を行い所定の板厚の鋼板を得るという厚鋼板の通常の製造工程において、特に、Ac3〜1300℃に加熱して熱間圧延を行うにあたり、熱間圧延の加熱温度T(℃)に応じた圧下率で未再結晶域圧延を実施し、圧延後の冷却速度を所定範囲に制御することが必要である。また、仕上圧延温度を比較的高温にすることも好ましい。
Ac3〜1300℃に加熱して熱間圧延を行うにあたり、熱間圧延の加熱温度をT(℃)とすると、本発明ではT/20−8(%)以上の圧下率で未再結晶域圧延を行うことが重要である。本発明において、未再結晶域とは、該温度域においてオーステナイト粒径:100±10μmとした鋼板試験片を、歪み速度:10/秒、相当歪:0.2の条件で圧下を加えて10秒後に組織を凍結(例えば、水冷など)したときに、20体積%以下が再結晶粒となる温度域を意味する。なお、この温度域は鋼板の化学組成に応じて変動するため、熱間圧延を実施する前に、各鋼板と同じ化学組成の試験片について上記操作を行って再結晶温度域を確認しておけば良い。
未再結晶域圧延での圧下率がT/20−8(%)未満となると、上記した旧オーステナイト粒のアスペクト比を5.0以上確保することができず、その結果、安定的な母材靭性を確保することができない。未再結晶域圧延での好ましい圧下率は、40%以上である。一方、該圧下率が大きくなりすぎるとフェライト変態が生じてしまうため、上限は60%とすることが好ましい。
また、圧延後の冷却速度は0.5〜50℃/秒とする。冷却速度が0.5℃/秒未満であるとベイナイト分率が確保できなくなり、母材強度が不十分となる。一方、冷却速度が50℃/秒を超えると強度が過剰となり母材靭性が不安定となる。冷却速度は、好ましくは2.0〜40℃/秒である。
本発明の製造方法においては、仕上圧延温度を高めに設定することも好ましい。上記した特許文献1、4は仕上圧延温度が比較的低温であるが、仕上圧延温度が低温であると生産性が低下するとともに、旧オーステナイト粒に歪を蓄積することになるためフェライトが生成しやすくなり母材強度が低くなり、またばらつきも起こりやすくなる。そこで、仕上圧延温度は750℃以上であることが好ましく、より好ましくは770℃以上である。仕上圧延温度の上限は、未再結晶温度域で圧延を終了できる限り特に限定されず、また化学成分組成によっても異なるが、概ね800℃以下である。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。本発明は以下の実施例によって制限を受けるものではなく、前記、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1、2に示す化学組成のAlキルド鋼を通常の溶製法に従って溶製し、鋳造してスラブとした後、表3、4に示す条件で熱間圧延して高張力鋼板を製造した(板厚:50mm)。なお、表1におけるREMは、Laを25%程度、Ceを25%程度含むミッシュメタルを用いた。
Figure 2011246768
Figure 2011246768
得られた各鋼板について、以下の要領に従って母材強度、母材靭性、組織、および溶接性(HAZ靭性、耐溶接割れ性)を測定した。
(1)母材強度の測定
得られた各鋼板のt/4位置(t:板厚)からJIS4号試験片を採取し、JIS Z2241に従って引張試験を行い、引張強度(TS)を測定した。
(2)母材靭性の測定
得られた各鋼板のt/4位置(t:板厚)からJIS4号試験片を3本採取し、JIS Z2242に従って−5℃でシャルピー衝撃試験を行い、シャルピー吸収エネルギー(vE-5)を測定した。なお、表3、4にはこれらの値の平均値および最小値をそれぞれ示した。
(3)組織評価
各鋼板のt/4位置(t:板厚)の圧延方向に平行な断面を鏡面研磨した試験片を、2%ナイタール液でエッチングを行い、観察視野:200μm×150μmの範囲を、光学顕微鏡を用いて400倍で観察して10視野について写真撮影をした。これら10視野についてMedical Cybernetics社製「Image−Pro Plus」を用いて画像解析を行い、組織中の旧オーステナイト粒の平均アスペクト比、およびベイナイト分率を測定した。この際、フェライト、擬ポリゴナルフェライト、およびMA以外のラス状組織はベイナイトとみなした。
ベイナイト粒径については、各鋼板のt/4位置(t:板厚)から試験片を切り出し、電界放出式走査電子顕微鏡(FE−SEM、「SUPRA35」、Carl Zeiss社製)を用いて、観察倍率:600倍、観察視野:0.04mm2、観察箇所:5箇所の条件で観察し、EBSD(Electron BackScatter Diffraction)法で解析することによって算出した。ベイナイト粒径は、隣接組織との結晶方位差が15°以上となるところを境界線として、当該境界線に囲まれる領域のサイズを抽出した。なお、EBSD解析にはEDAX/TSL社のOIMシステムを用いた。
(4)溶接性の測定
(i)HAZ靭性の測定
得られた鋼板に、最高加熱温度:1400℃、800〜500℃の冷却時間Tc:120秒の条件の熱サイクル(入熱量15kJ/mmで溶接を行った場合のHAZの熱履歴に相当)を与えた後、JIS4号試験片を採取して、−5℃でシャルピー衝撃試験を行って、シャルピー吸収エネルギー(vE-5)を求めた。
(ii)耐溶接割れ性の測定
JIS Z3158に記載のy形溶接割れ試験法に基づいて、入熱1.7kJ/mmで被覆アーク溶接を行い、ルート割れ防止予熱温度を測定した。断面割れ率が0となる割れ停止予熱温度で耐溶接割れ性を評価した。なお、割れ停止予熱温度が50℃以上となる場合は全て不合格であると評価し、表3、4において「−」で示した。
上記の測定結果を表3、4に示す。
Figure 2011246768
Figure 2011246768
試験No.1−1〜1−20は、成分組成および製造条件ともに本発明の要件を満たしているため、母材強度および母材靭性に優れ、母材靭性についてはばらつきも抑制され、また溶接性も良好であった。
一方、試験No.2−1〜2−21は、成分組成および製造条件のいずれかが本発明の要件を満たさなかった例である。
試験No.2−1はC量が多く、溶接性が低下した。試験No.2−2はSi量が多く、母材靭性および溶接性が低下した。試験No.2−3はMn量が少なく、ベイナイト分率を確保することができず、母材強度が低下した。試験No.2−4はMn量が多く、Mo量が少なく、溶接性が低下した。試験No.2−5はCr量が多く、Mo量が少なく、耐溶接割れ性が低下した。試験No.2−6はCr量が少なく、ベイナイト分率を確保することができず、母材強度が低下するとともに、母材靭性にばらつきが発生し、HAZ靭性も低下した。試験No.2−7はMn量が少なく、Mo量が多く耐溶接割れ性が低下した。試験No.2−8はKPの値が小さいため、ベイナイト分率を確保できず、強度およびHAZ靭性が低下した。試験No.2−9は、KP値が大きいためHAZ靭性が低下した。試験No.2−10は、KV値が大きいためHAZ靭性が低下するとともに、耐溶接割れ性も低下した。
試験No.2−11はV量が多く、HAZ靭性、及び耐溶接割れ性が低下している。試験No.2−12はNb量が多くHAZ靭性、及び耐溶接割れ性が低下している。試験No.2−13はCu量が多く、HAZ靭性が低下した。試験No.2−14はTi量が多かったため、HAZ靭性が低下した。
試験No.2−15は、B量が多く、母材靭性と溶接性が低下した。試験No.2−16は、N量が多く、母材靭性が不安定になるとともにHAZ靭性が低下した。
試験No.2−17は、圧延後の冷却速度が遅かったため、ベイナイト分率を確保することができず、母材靭性が低下した。試験No.2−18は、圧延後の冷却速度が速かったために強度が過剰となり母材靭性が不安定となった。試験No2−19は、未再結晶温度域での圧下率が小さかった例であり、旧オーステナイト粒のアスペクト比が小さかったために母材靭性が不安定になった。試験No.2−20は、未再結晶温度域での圧下率が大きかった例であり、フェライト変態したためにベイナイト分率が確保できず、母材強度が低下した。試験No.2−21は、仕上圧延温度が低かった例であり、フェライトが多く生成したためにベイナイト分率が確保できず、強度が低下した。

Claims (5)

  1. C :0.01〜0.06%(質量%の意味。以下、化学成分組成について同じ。)、
    Mn:1.25〜2.5%、
    Cr:0.1〜2.0%、
    Mo:0.01〜1.5%、
    V:0.040%以下(0%を含む)、
    Nb:0.001〜0.030%、
    B :0.0006〜0.005%、
    Ti:0.005〜0.05%、
    N :0.002〜0.010%、
    Si:0.5%以下(0%を含まない)、
    Al:0.07%以下(0%を含まない)、
    P :0.02%以下(0%を含まない)、
    S :0.01%以下(0%を含まない)を含有し、残部が鉄および不可避不純物であり、
    下記式(1)、(2)で表されるKPおよびKVがそれぞれ2.4≦KP≦4.5、およびKV≦0.060を満足するとともに、
    鋼組織の90面積%以上がベイナイトであり、残部がマルテンサイトとオーステナイトよりなる混合組織(MA組織)、フェライト、擬ポリゴナルフェライトであり、
    ベイナイト組織の平均結晶粒径が5〜20μmであり、
    旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が5.0以上であることを特徴とする高張力鋼板。
    KP=[Mn]+1.5×[Cr]+2×[Mo] ・・・(1)
    KV=[V]+[Nb] ・・・(2)
    (但し、[ ]は各元素の含有量(質量%)を表す。)
  2. 更に、Cu:2.0%以下(0%を含まない)を含有する請求項1に記載の高張力鋼板。
  3. 更に、Ni:5.0%以下(0%を含まない)を含有する請求項1または2に記載の高張力鋼板。
  4. 更に、Zr、Ca、Mg、およびREMよりなる群から選択される1種以上を、Ca、Mg、およびREMの合計含有量が0.010%以下(0%を含まない)であり、Zr量が0.020%以下(0%を含まない)となるように含有する請求項1〜3のいずれかに記載の高張力鋼板。
  5. 請求項1〜4のいずれかに記載の高張力鋼板を製造する方法であって、
    Ac3〜1300℃に加熱して熱間圧延を行うにあたり、加熱温度をT(℃)とする時、T/20−8(%)以上の圧下率で未再結晶域圧延を実施し、前記圧延後0.5〜50℃/秒の冷却速度で冷却することを特徴とする高張力鋼板の製造方法。
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