JP2013079444A - 溶接歪みの少ない鋼板 - Google Patents
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Abstract
【課題】ベイナイトおよび/またはマルテンサイトを主体としたり、合金元素の固溶量を確保するために合金元素の過剰添加によるコスト上昇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】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:0.001〜0.05%、S:0.001〜0.05%を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなる鋼板であり、ミクロ組織は、加工フェライトを25面積%以上、ポリゴナルフェライト、およびパーライトを含有し、且つ該鋼板の表面から深さ2mm位置における残留応力が80MPa以下である鋼板。
【選択図】なし
【解決手段】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:0.001〜0.05%、S:0.001〜0.05%を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなる鋼板であり、ミクロ組織は、加工フェライトを25面積%以上、ポリゴナルフェライト、およびパーライトを含有し、且つ該鋼板の表面から深さ2mm位置における残留応力が80MPa以下である鋼板。
【選択図】なし
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の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、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いる。この障害物としては、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が挙げられる。特許文献1では、ベイナイトやマルテンサイトといった高転位密度組織を50面積%以上導入すると共に、ミクロ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、上記高転位密度組織を導入するには、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。また、上記元素の固溶量を確保する方法についても、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。
本発明の目的は、ベイナイトおよび/またはマルテンサイトを主体としたり、合金元素の固溶量を確保するために合金元素の過剰添加によるコスト上昇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にある。また、本発明の他の目的は、製造過程において強冷却した場合であっても形状不良がなく、溶接歪みの少ない鋼板を提供することにある。
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:0.001〜0.05%、S:0.001〜0.05%を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなる鋼板である。そしてこの鋼板のミクロ組織は、加工フェライトを25面積%以上、ポリゴナルフェライト、およびパーライトを含有し、且つ該鋼板の表面から深さ2mm位置における残留応力が80MPa以下である点に要旨を有している。
上記ミクロ組織は、更にベイナイトおよび/またはマルテンサイトを含有し、合計で10面積%以下(0面積%を含む)に抑えられていることが好ましい。
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。なお、下記式(1)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)
Ar3点(℃)=910−310×[C]−80×[Mn]−20×[Cu]−15×[Cr]−55×[Ni]−80×[Mo] ・・・(1)
本発明の鋼板は、必要に応じて、更に他の元素として、
(a)Nb:0.05%以下(0%を含まない)および/またはTi:0.05%以下(0%を含まない)、
(b)Mo:0.5%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:0.5%以下(0%を含まない)よりなる群から選択される1種以上の元素、
(d)V:0.1%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)、
等を含有することも好ましい。
(a)Nb:0.05%以下(0%を含まない)および/またはTi:0.05%以下(0%を含まない)、
(b)Mo:0.5%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:0.5%以下(0%を含まない)よりなる群から選択される1種以上の元素、
(d)V:0.1%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)、
等を含有することも好ましい。
本発明によれば、鋼板のミクロ組織として加工フェライトを25面積%以上含有すると共に、鋼板の表面から深さ2mm位置における残留応力を80MPa以下に抑えているため、溶接歪みが低減された鋼板が提供できる。また、本発明の鋼板は、圧延後の平均冷却速度と冷却停止温度を適切に制御して製造しているため、強冷却した場合であっても形状不良がなく、溶接歪みが低減された鋼板を提供できる。
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ると共に、鋼板の表層部における残留応力を所定以下に抑えれば、合金元素の添加によるコスト上昇を生じさせることなく、溶接歪みを低減できること、更に、圧延後の平均冷却速度および冷却停止温度を適切に制御して製造することによって、強冷却した場合であっても形状不良がなく、溶接歪みの少ない鋼板を提供できることを見出し、本発明を完成した。
まず、後記する実施例で得られた鋼板について、加工フェライトの面積率(%)と、鋼板の表面から深さ2mm位置における残留応力(MPa)との関係を示したグラフを図1に示す。図1において、○印は角変形量θが0.0080rad以下で、溶接歪みが低減された鋼板、×印は角変形量θが0.0080rad超で、溶接ひずみが低減されていない鋼板の結果を夫々示している。
図1によれば加工フェライトを所定以上(具体的には、25面積%以上)確保し、且つ鋼板の表層部における残留応力を所定以下(具体的には、80MPa以下)とすることによって角変形量θを著しく低下できる(具体的には、0.0080rad以下)ことが分かる。
上記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って生成した転位が高密度に導入されたフェライトである。図2にマルテンサイトおよび加工フェライトの透過型電子顕微鏡観察像(TEM観察像)を示す。図2(a)に示すように、マルテンサイト中の転位はラス状で均一に分布している。一方、図2(b)に示すように、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。従ってマルテンサイト中の転位は、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。
なお、転位は、圧延(加工)時の他、変態歪によっても導入されるが、本発明者らは、変態歪によって転位が導入されたフェライトよりも、圧延(加工)時に転位が導入されたフェライトの方が、溶接歪みを抑制する効果が大きいと考えている。変態歪によって導入される転位は、冷却時に導入されると考えられるが、冷却時に導入される転位は、上記図2(a)に示したマルテンサイトのように、ラス状で均一に分布するからである。
また、加工フェライトにおけるセル状転位同士の間隔は10-1μmのオーダーで高密度である。一方、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。よって、加工フェライトを障害物として作用させるときの効果は、組織を微細化させて結晶粒界を障害物として作用させるときの効果よりも高いと考えられる。
このような加工フェライトの効果を発揮させるため、本発明では、全ミクロ組織中の加工フェライトの割合を25面積%以上と定めた。加工フェライトは、好ましくは30面積%以上、より好ましくは35面積%以上である。しかし、加工フェライトの割合が多くなり過ぎると、伸び(El)の低下を招き、加工性が悪くなる。従って加工フェライトは、80面積%以下が好ましく、より好ましくは75面積%以下、さらに好ましくは70面積%以下である。
本発明の鋼板は、加工フェライト以外のミクロ組織は、ポリゴナルフェライトおよびパーライトである。ポリゴナルフェライトおよびパーライトとすることによって、伸び(El)を高め、加工性を良好にできる。また、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小さい冷却(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。
上記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。しかし、上記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上記加工フェライトを確保することができないため、合計は75面積%以下であり、好ましくは70面積%以下、より好ましくは65面積%以下である。
上記ポリゴナルフェライトの面積率は、具体的には、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。
上記パーライトの面積率は、具体的には、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、さらに好ましくは15面積%以下である。
本発明の鋼板のミクロ組織は、上述の通り、加工フェライト、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やマルテンサイトなど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。これらのうちベイナイトおよび/またはマルテンサイトの割合は、合計で10面積%以下に抑制されていることが好ましい。この合計は、より好ましくは8面積%以下であり、更に好ましくは7面積%以下である。
本発明の鋼板は、ミクロ組織として所定以上の加工フェライトと、ポリゴナルフェライトおよびパーライトを含有すると共に、該鋼板の表面から深さ2mm位置における残留応力を80MPa以下とすることが重要である。鋼板の表層部に残留応力が存在すると、溶接時に熱影響を受けて変形するときに塑性変形が助長されるため、溶接歪みが発生する。
そこで本発明では、鋼板の表面から深さ2mm位置における残留応力を80MPa以下、好ましくは70MPa以下、より好ましくは60MPa以下とする。残留応力の下限は特に限定されないが、例えば、10MPaである。なお、鋼板の表面から深さ2mm位置における残留応力を規定した理由は、残留応力の測定方法に基づいている。
次に、本発明の鋼板の成分組成について以下説明する。
[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量は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量は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量が過剰になるとフェライト変態の進行が抑制され、所定量の加工フェライトを確保できず、溶接歪みが発生する。また、Mn量が過剰になると溶接部の靭性が低下する。そこでMn量は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量が過剰になるとフェライト変態の進行が抑制され、所定量の加工フェライトを確保できず、溶接歪みが発生する。また、Mn量が過剰になると溶接部の靭性が低下する。そこでMn量は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:0.001〜0.05%]
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0.05%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0.05%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:0.001〜0.05%]
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0.05%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0.05%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。
本発明の鋼板は、本発明の作用効果を損なわない範囲で他の特性付与等の目的で以下の選択元素(任意元素)を含有していてもよい。
[(a)Nb:0.05%以下(0%を含まない)および/またはTi:0.05%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に作用する元素であり、単独で用いてもよいし、併用してもよい。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、これらの元素が過剰になると却って母材靭性が劣化することがある。そこでNb量およびTi量はいずれも0.05%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に作用する元素であり、単独で用いてもよいし、併用してもよい。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、これらの元素が過剰になると却って母材靭性が劣化することがある。そこでNb量およびTi量はいずれも0.05%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。
[(b)Mo:0.5%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が過剰になるとフェライト変態の進行が抑制され、所定量の加工フェライトを確保できず、溶接歪みが発生する。また、Mo量が過剰になると母材靭性および溶接部の靭性が低下する。そこでMo量は0.5%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が過剰になるとフェライト変態の進行が抑制され、所定量の加工フェライトを確保できず、溶接歪みが発生する。また、Mo量が過剰になると母材靭性および溶接部の靭性が低下する。そこでMo量は0.5%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。
[(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:0.5%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り、単独で用いてもよいし、任意に選ばれる2種以上を併用してもよい。いずれの元素も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ことがある。そこでCr量は0.50%以下とすることが好ましく、Cu量およびNi量はいずれも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。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。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。
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り、単独で用いてもよいし、任意に選ばれる2種以上を併用してもよい。いずれの元素も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ことがある。そこでCr量は0.50%以下とすることが好ましく、Cu量およびNi量はいずれも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。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。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。
[(d)V:0.1%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り、単独で用いてもよいし、併用してもよい。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量およびB量が過剰になると母材靭性が劣化する。そこでV量は0.1%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り、単独で用いてもよいし、併用してもよい。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量およびB量が過剰になると母材靭性が劣化する。そこでV量は0.1%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。
本発明の鋼板は、引張強度(TS)が400〜620MPa、常温での降伏点(YPr.t.)が235MPa以上、シャルピー衝撃試験を行ったときの破面遷移温度が0℃以下であることが好ましい。
また、本発明の鋼板は、常温での降伏点(YPr.t.)が高く、しかも高温でも降伏点の低下が少ないことが好ましい。高温での降伏点を高く維持することによって、形状不良の発生を抑制できる。従って、本発明の鋼板は、例えば、常温における降伏点(YPr.t.)と、500℃における降伏点(YP500℃)を測定したとき、YPr.t.に対するYP500℃の比(YP500℃/YPr.t.比)は、0.55以上であることが好ましく、より好ましくは0.60以上である。YP500℃/YPr.t.比は、できるだけ大きい方が好ましく、最も好ましくは1である。
本発明の鋼板は、その板厚は特に限定されないが、本発明の効果は、角変形が顕著となる板厚10〜30mmの鋼板で特に有効に発揮される。
次に、本発明の鋼板を製造する方法について説明する。
本発明の鋼板を製造するには、加工フェライトの生成量を所定以上とするために、圧延終了温度をAr3点−110℃以上、Ar3点−80℃以下の温度域とすると共に、Ar3点以下の温度域における累積圧下率を50%以上とすることが推奨される。
また、ベイナイトおよびマルテンサイトの生成を抑え、ポリゴナルフェライトおよびパーライトを生成させるために、圧延後の平均冷却速度が10℃/秒以下となるように冷却することが好ましい。この冷却は、平均冷却速度を3℃/秒以下となるように空冷で行ってもよいし、平均冷却速度を3℃/秒超、10℃/秒以下となるように強冷却(加速冷却)してもよい。
特に、強冷却(加速冷却)を行う場合には、冷却停止温度を480℃以上とすることにより、形状不良の発生を防止できる。また、圧延後に強冷却(加速冷却)を行った場合には、鋼板の表層部における残留応力を低減するために、更に矯正圧延を行うことが推奨される。以下、詳細に説明する。
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、特に下記表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。圧延終了温度はAr3点−110℃以上が好ましく、より好ましくはAr3点−100℃以上である。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。
下記表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、本発明においてAr3点は、鋼板に含まれる合金元素量に基づいて下記式(1)によって求められる温度である。下記式(1)中、[ ]は各元素の含有量(質量%)を表す。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)
Ar3点(℃)=910−310×[C]−80×[Mn]−20×[Cu]−15×[Cr]−55×[Ni]−80×[Mo] ・・・(1)
上記表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)および区分(iii)。SI単位に換算すると490MPa級鋼。)に分けられる。50キロ鋼についてはそれぞれの降伏点によって更に「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クラス、Dクラス、およびEクラスに分けられている。
[区分(i)について]
区分(i)は、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)は、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、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℃以下であることが要求され、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℃以下であることが要求され、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℃以下であることが要求される。
区分(i)においては、本発明の鋼板は従来鋼板と比較して、Ar3点が10〜40℃程度高くなるように成分設計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)について]
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%以上である。「YP32」において、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℃以下であることが要求され、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22J以上、かつ目標破面遷移温度vTrsが−20℃以下であることが要求される。
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%以上である。「YP32」において、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℃以下であることが要求され、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22J以上、かつ目標破面遷移温度vTrsが−20℃以下であることが要求される。
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%以上である。「YP36」において、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℃以下であることが要求され、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℃以下であることが要求される。
区分(ii)においては、本発明の鋼板は従来鋼板と比較して、Ar3点が10〜35℃程度高くなるように成分設計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)について]
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%以上である。「YP32」においては、靭性クラスはEのみであり、−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℃以下であることが要求される。
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%以上である。「YP32」においては、靭性クラスはEのみであり、−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℃以下であることが要求される。
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%以上である。「YP36」においては、靭性クラスはEのみであり、−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℃以下であることが要求される。
区分(iii)において、本発明の鋼板は従来鋼板と比較して、Ar3点が5〜30℃程度高くなるように成分設計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、本発明の鋼板は、Ar3点の温度が760℃以上840℃未満となるように成分設計することが好ましい。
いずれの区分においても加工フェライト量を確保するために、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、特に好ましくは70%以上とする。
圧延後は、いずれの区分においてもベイナイトやマルテンサイトの生成を抑え、ポリゴナルフェライトおよびパーライトを生成させるために、平均冷却速度10℃/秒以下で冷却することが好ましい。平均冷却速度を3℃/秒以下とする場合には、空冷すればよく、平均冷却速度を3℃/秒超、10℃/秒以下とする場合には、強冷却(加速冷却)すればよい。強冷却(加速冷却)する場合には、鋼板に、例えば、水を吹き付けて冷却すればよい。
強冷却(加速冷却)する場合の冷却停止温度は、ベイナイトやマルテンサイトの生成を抑制し、ポリゴナルフェライトおよびパーライトを生成させるために、480℃以上とすることが好ましい。冷却停止温度は、より好ましくは500℃以上である。
圧延後、空冷を行なった場合には、鋼板の残留応力は低く抑えられるが、強冷却(加速冷却)を行った場合には、鋼板の表層部における残留応力が大きくなるため、この残留応力を低減するために、矯正圧延を行うことが好ましい。
上記矯正圧延は、例えば、特開2004−283878号公報に開示されている技術に基づいて行えばよい。即ち、鋼板を複数の矯正ロール間に複数パス回数通過させて矯正するにあたり、矯正ロールが9本以下の場合には、鋼板を3パス通過させて矯正圧延を行うと共に、鋼板の入り側における塑性変形率を1パス目:80〜85%、2パス目:70〜75%、3パス目:60〜65%とすればよい。矯正ロールが11本以上の場合には、鋼板を2パス通過させて矯正圧延を行うと共に、鋼板の入り側における塑性変形率を1パス目:80〜85%、2パス目:60〜65%とすればよい。
通板方向の入り側から3番目の矯正ロールに鋼板を挿入する際、該鋼板全面における最大押し込み量の差は0.4mm以下とすることが好ましい。上記通板方向の入り側から3番目の矯正ロールとは、通板方向の入り側から数えて3番目の矯正ロールを意味する。上記最大押し込み量の差とは、板全面における鋼板面の最大高さと最低高さの差を意味する。
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。
下記表2に示す成分組成の鋼(残部は鉄および不可避不純物)を、通常の溶製法に従って溶製した後、鋳造し、下記表3に示す条件で圧延し、冷却し、下記表3に示す板厚の鋼板を得た。
下記表2に、上記式(1)に基づいて算出したAr3点の温度を示す。
下記表3に、圧延条件として、加熱温度、Ar3点の温度以下での累積圧下率、圧延終了温度を示す。また、下記表3に、冷却条件として、冷却方法、平均冷却速度、冷却停止温度を示す。なお、冷却方法が空冷の場合は、圧延終了温度から室温まで下記表3に示す平均冷却速度で冷却した。冷却方法が加速冷却の場合は、圧延終了温度から冷却停止温度まで下記表3に示した平均冷却速度で冷却した。
加速冷却により冷却したサンプルの一部については、冷却後、矯正圧延を行った。
矯正圧延は、矯正ロールを9本用い、鋼板を3パス通過させて行った。鋼板の入り側における塑性変形率は、1パス目:80〜85%、2パス目:70〜75%、3パス目:60〜65%とした。
得られた鋼板を以下の方法で評価した。
[(1)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は下記表4のNo.1およびNo.34について行った組織同定の手順を示した図である。
ミクロ組織の同定について、図3を用いて説明する。図3は下記表4のNo.1およびNo.34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倍率100倍でミクロ組織写真(観察視野:0.8mm×0.6mm)を撮影した(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面積%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いた面積率を、加工フェライト面積率とした(図3のSTEP5)。
下記表4に、ミクロ組織の種類と、各組織の面積率を示す。下記表4では、加工フェライトは「加工α」、ポリゴナルフェライトは「Pα」、パーライトは「P」、ベイナイトは「B」、マルテンサイトは「M」と表記した。また、下記表4には、ポリゴナルフェライトとパーライトの合計面積率(Pα+P)、ベイナイトとマルテンサイトの合計面積率(B+M)も併せて示した。
[(2)冷却後形状の観察]
得られた鋼板について、加速冷却を行って得られた鋼板の冷却後の形状を目視によって観察した。観察結果を下記表5に示す。下記表5において、「良好」とは、形状不良が認められなかったことを意味し、「端波」とは、鋼板の端が波状に変形していることを意味し、「反り」とは、鋼板全体に反りが発生し、変形していることを意味している。なお、空冷を行って得られ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、下記表5中「−」と表記した。
得られた鋼板について、加速冷却を行って得られた鋼板の冷却後の形状を目視によって観察した。観察結果を下記表5に示す。下記表5において、「良好」とは、形状不良が認められなかったことを意味し、「端波」とは、鋼板の端が波状に変形していることを意味し、「反り」とは、鋼板全体に反りが発生し、変形していることを意味している。なお、空冷を行って得られ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、下記表5中「−」と表記した。
[(3)残留応力の測定]
得られた鋼板の表面から深さ2mm位置における残留応力を次の手順で測定した。
残留応力測定用の歪みゲージ(3線式)を鋼板の測定部位に接着し、その中心に、ドリルで直径1.5mm、深さ2mmの孔を開け、穿孔後、穿孔直径を顕微鏡にて実測した。3方向の測定データおよび穿孔直径から残留応力を算出した。算出した残留応力を下記表5に示す。
得られた鋼板の表面から深さ2mm位置における残留応力を次の手順で測定した。
残留応力測定用の歪みゲージ(3線式)を鋼板の測定部位に接着し、その中心に、ドリルで直径1.5mm、深さ2mmの孔を開け、穿孔後、穿孔直径を顕微鏡にて実測した。3方向の測定データおよび穿孔直径から残留応力を算出した。算出した残留応力を下記表5に示す。
[(4)引張強度の測定]
得られた鋼板からJIS 1B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(TS)を測定するとともに、常温における降伏点(YPr.t.)、全伸び(El)も測定した。
得られた鋼板からJIS 1B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(TS)を測定するとともに、常温における降伏点(YPr.t.)、全伸び(El)も測定した。
また、500℃における降伏点(YP500℃)も測定した。また、常温における降伏点(YPr.t.)に対する500℃における降伏点(YP500℃)の比(YP500℃/YPr.t.)も下記表5に示す。
[(5)靭性の測定]
靭性については、各鋼板の深さt/4(t:板厚)の位置から、JIS Z2202(2006)で規定のVノッチ試験片を採取し、JIS Z2242(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。測定結果を下記表5に示す。なお、破面遷移温度とは、脆性破面率が50面積%となる温度を意味する。
靭性については、各鋼板の深さt/4(t:板厚)の位置から、JIS Z2202(2006)で規定のVノッチ試験片を採取し、JIS Z2242(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。測定結果を下記表5に示す。なお、破面遷移温度とは、脆性破面率が50面積%となる温度を意味する。
[(6)角変形量θの測定]
各鋼板から図4に示す形状の試験片(幅W:200mm×長さL:100mm×厚さt: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。
各鋼板から図4に示す形状の試験片(幅W:200mm×長さL:100mm×厚さt: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/分
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
電流 :300A
電圧 :32V
溶接速度:25cm/分
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発生する。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。結果を下記表5に示す。本実施例では、角変形量θが0.0080rad以下を合格(発明例)とする。
θ=(1/2)×sin-1(2δ/W) ・・・(2)
θ=(1/2)×sin-1(2δ/W) ・・・(2)
下記表5から次のように考察できる。No.1〜16、39、40は、鋼板の成分組成が本発明で規定する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、ミクロ組織が本発明で規定している要件を満足しており、また残留応力を80MPa以下に抑えることができた。その結果、角変形量θを十分に抑えられ、溶接歪みを低減することができた。
ここでNo.6(板厚20mm)とNo.7(板厚10mm)に着目し、加速冷却後の矯正と残留応力の関係について考察する。残留応力の低減化方法としては、一般に、圧延終了後に空冷を行なう場合は残留応力を低く抑えることができるが、本発明のように圧延終了後に、空冷以外に加速冷却を行なう態様を包含する場合は、加速冷延後に残留応力低減のための矯正処理(矯正圧延)を行なうことが好ましい。特に、鋼板の板厚が10mm程度と非常に薄い場合は、加速冷延後に矯正処理を行なうことが有効である。例えばNo.6とNo.7は、板厚を20mm(No.6)または板厚を10mm(No.7)としたこと以外は、いずれも同じ鋼種Cを用い、ほぼ同程度の条件で製造した例である。No.6(板厚20mm)では、加速冷却後に矯正しなくても残留応力を80MPa以下に低減できているのに対し、No.7(板厚10mm)では、加速冷却後に矯正を行うことによって残留応力を80MPa以下に低減できたことが分かる。
なお、No.15は、下記表2の鋼種I(選択成分として用いられるNb量が多い例)を用いたこと以外は、本発明の好ましい製造条件で製造した例である。この例は、ミクロ組織が本発明で規定している要件を満足しており、残留応力を80MPa以下に抑えることができたため、角変形量θを0.0080rad以下に充分に抑えられ、溶接歪みを低減できた。
また、No.39(板厚10mm)は、Ar3点が本発明の好ましい範囲を外れる下記表2の鋼種Mを用いた例であるが、圧延終了温度が適切に制御されているため、所定量の加工αが生成し、残留応力が80MPa以下となり、溶接歪みを低減できた。また、No.40(板厚10mm)は、Ar3点が本発明の好ましい範囲を外れる下記表2の鋼種Nを用いた例であり、No.39と同様、圧延終了温度が適切に制御されているため、所定量の加工αが生成し、残留応力が80MPa以下となり、溶接歪みを低減できた。
一方、No.17〜38は、本発明で規定している構成要件のいずれかを満足しないため、角変形量θが0.0080radを超えて大きくなり、溶接歪みを改善できなかった例である。具体的には、No.17〜20(いずれも板厚10mm)は、いずれも本発明の範囲を満足する下記表2の鋼種Aを用いた例であり、これらのうちNo.17は、圧延終了温度が高過ぎるため加工αの生成量が低下し、溶接歪みを低減できなかった。No.18は、Ar3点以下での累積圧下率が小さいため、加工αの生成量が低下し、溶接歪みを低減できなかった。No.19は、Ar3点以下で圧下を行っておらず、また圧延終了温度が高過ぎるため、加工αが生成せず、溶接歪みを低減できなかった。
No.20は、所望量の加工αが生成しているが、加速冷却後に矯正を行っていないため、残留応力が80MPaを超えて大きくなり、溶接歪みを低減できなかった。No.21とNo.22(板厚15mm)は、いずれも本発明の範囲を満足する下記表2の鋼種Bを用いた例であり、圧延終了温度が高過ぎるため加工αの生成量が低下し、溶接歪みを低減できなかった。これらを比較すると、No.22に示すように、加速冷却後に矯正を行うことによって、残留応力を低減できることが分かる。
No.23〜31(板厚10mm)は、いずれも本発明の範囲を満足する下記表2の鋼種Cを用いた例であり、これらのうちNo.23は、所望量の加工αが生成しているが、加速冷却後に矯正を行っていないため、残留応力が80MPaを超えて大きくなり過ぎて、溶接歪みを低減できなかった。No.24とNo.25は、所望量の加工αが生成しているが、加速冷却後に矯正を行っていないため、残留応力が80MPaを超えて大きくなり過ぎ、溶接歪みを低減できなかった。また、圧延後の平均冷却速度が大き過ぎるため加速冷却後に端波が発生した。
No.26とNo.27は、圧延終了温度が高過ぎるため、加工αの生成量が低下し、溶接歪みを低減できなかった。No.28とNo.29は、圧延終了温度が高過ぎるため加工αの生成量が低下し、また加速冷却後に矯正を行っていないため残留応力が80MPaを超えて大きくなり過ぎ、溶接歪みを低減できなかった。No.30とNo.31は、圧延終了温度が高過ぎるため加工αの生成量が低下し、また加速冷却後に矯正を行っていないため残留応力が80MPa超えて大きくなり過ぎ、溶接歪みを低減できなかった。また、圧延後の平均冷却速度が大き過ぎるため加速冷却後に端波が発生した。
No.32(板厚10mm)は、本発明の範囲を満足する下記表2の鋼種Eを用いた例であり、加速冷却後に矯正を行っていないため、残留応力が80MPaを超えて大きくなり、角変形量θが0.0080radを超えて大きくなり、溶接歪みを改善できなかった。また、圧延後の平均冷却速度が大き過ぎるため加速冷却後に端波が発生した。
No.33〜35(いずれも板厚20mm)は、鋼板の成分組成が本発明で規定する要件を外れる鋼種F〜Hを用いた例である。具体的には、No.33は、C量が少な過ぎ、且つ、選択成分であるMo量が多過ぎる下記表2の鋼種Fを用いた例であるが、Mo量が多過ぎるためにベイナイト変態が進行し、靭性が低下している。また、Mo量が多過ぎるためにフェライト変態の進行が抑制され、その結果、加工αを確保することができなかった。また、圧延終了温度が高過ぎるため加工αの生成量が低下し、また加速冷却後に矯正を行っていないため残留応力が80MPaを超えて大きくなっており、角変形量θが0.0080radを超えて溶接歪みを低減できなかった。なお、圧延後の平均冷却速度を10℃/秒以下、冷却停止温度を500℃以上としているため、加速冷却後の形状は良好であった。
No.34は、Mnが多過ぎる下記表2の鋼種Gを用いた例であるが、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αを確保することができなかった。また、Ar3点以下での累積圧下率が小さく、また圧延終了温度が高過ぎるため加工αの生成量が低下し、溶接歪みを低減できなかった。また、冷却停止温度が低過ぎるため加速冷却後に反りが発生した。No.35は、Si、Cr、B量が多過ぎる下記表2の鋼種Hを用いた例であり、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従来例を模擬した例である。Si量が多過ぎるため、溶接性が低下した。また、Ar3点以下で圧下を行っておらず、圧延終了温度が高過ぎるため、加工αが生成せず、溶接歪みを低減できなかった。また、圧延後の平均冷却速度が大き過ぎ、しかも冷却停止温度が低過ぎるため加速冷却後に反りが発生した。
No.36(板厚10mm)は、本発明の範囲を満足する下記表2の鋼種Jを用いた例であり、Ar3点以下で圧下を行っておらず、また圧延終了温度が高過ぎるため加工αの生成量が低下し、角変形量θが0.0080radを超えた結果、溶接歪みを低減できなかった。No.37(板厚20mm)は、本発明の範囲を満足する下記表2の鋼種Lを用いた例であり、Ar3点以下での累積圧下率が小さく、また圧延終了温度が高過ぎるため加工αの生成量が低下し、また、加速冷却後に矯正を行っていないため残留応力が80MPaを超えて大きくなり、角変形量θが0.0080radを超えており、溶接歪みを低減できなかった。No.38(板厚20mm)は、Ar3点が本発明の好ましい範囲を外れる下記表2の鋼種Mを用いた例であり、圧延終了温度が高過ぎるため加工αの生成量が低下し、また、冷却後に矯正を行っていないため残留応力が80MPaを超えて大きくなり、溶接歪みを低減できなかった。
鋼種Aを用いたNo.1、2とNo.17〜19(いずれも板厚は10mm)を比較すると、Ar3点以下における累積圧下および/または圧延終了温度を適切に制御することによって、加工αの生成量を確保でき、溶接歪みを低減できることが分かる。同様のことが、鋼種Bを用いたNo.5とNo.21、22(いずれも板厚は15mm)、鋼種Cを用いたNo.7〜9とNo.26〜31(いずれも板厚は10mm)についても考察できる。
鋼種Cを用いたNo.7〜9とNo.24、25(いずれも板厚は10mm)を比較すると、圧延後の平均冷却速度を10℃/秒以下に制御することによって冷却後の形状を良好にできることが分かる。また、鋼種Cを用いたNo.7、8とNo.23(いずれも板厚は10mm)を比較すると、加速冷却後に矯正を行うことによって残留応力を80MPa以下に低減でき、溶接歪みを低減できることが分かる。
Claims (7)
- 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 :0.001〜0.05%、
S :0.001〜0.05%を含有し、
残部が鉄および不可避不純物からなる鋼板であり、
ミクロ組織は、加工フェライトを25面積%以上、ポリゴナルフェライト、およびパーライトを含有し、且つ
該鋼板の表面から深さ2mm位置における残留応力が80MPa以下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。) - 前記ミクロ組織は、ベイナイトおよび/またはマルテンサイトを含有し、合計で10面積%以下(0面積%を含む)に抑制されている請求項1または2に記載の鋼板。
- 更に、
Nb:0.05%以下(0%を含まない)および/または
Ti:0.05%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。 - 更に、Mo:0.5%以下(0%を含まない)を含有する請求項1〜4のいずれかに記載の鋼板。
- 更に、
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:0.5%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1〜5のいずれかに記載の鋼板。 - 更に、
V:0.1%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1〜6のいずれかに記載の鋼板。
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JP7173423B1 (ja) * | 2021-07-02 | 2022-11-16 | Jfeスチール株式会社 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
WO2023276516A1 (ja) * | 2021-07-02 | 2023-01-05 | Jfeスチール株式会社 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
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2012
- 2012-09-12 JP JP2012200710A patent/JP2013079444A/ja active Pending
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JP7173423B1 (ja) * | 2021-07-02 | 2022-11-16 | Jfeスチール株式会社 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
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TWI814432B (zh) * | 2021-07-02 | 2023-09-01 | 日商杰富意鋼鐵股份有限公司 | 高強度鋼板及其製造方法 |
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