JP2016023336A - 高温強度と溶接性に優れた低降伏比高張力鋼板およびその製造方法 - Google Patents
高温強度と溶接性に優れた低降伏比高張力鋼板およびその製造方法 Download PDFInfo
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
【課題】高温強度と溶接性に優れる低降伏比高張力鋼板を提供する【解決手段】 成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１２％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ａｌ：０．０５０％以下、Ｍｏ：０．４０〜０．７０％、Ｖ：０．０７０〜０．１２０％、Ｃｒ：０．０１〜０．４０％を含有し、さらに下記（１）式で定義されるＣｅｑが、０．４６以下を満たし、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、フェライトが面積率で６０％以上の主相であり、更に、フェライトの平均結晶粒径が５〜７０μｍであり、６００℃での降伏強度が２１７ＭＰａ以上であることを特徴とする高温強度と溶接性に優れた低降伏比高張力鋼板。【選択図】なし
Description
本発明は、建築、土木分野において、各種建造物に用いる耐火性に優れた低降伏比高張力鋼板およびその製造方法に関する。
鉄骨構造の高層建築物には、弾性設計（許容応力度設計）から１９８１年６月に施行された新耐震設計基準に基づく終局耐力設計への移行に伴い、耐震設計を確実にするため、使用鋼材の観点からは低降伏比と狭ＹＰレンジが求められている。また火災に対しては、火災時における安全性を確保するために構造部材に施されていた耐火被覆が、建築構造物のコスト低減や美観上の観点から、耐火被覆の低減や、さらには耐火被覆の省略（無被覆化）が要望されて、耐火被覆を必要としない溶接構造用鋼材として６００℃で常温強度規格値の２／３以上の高温強度を有する鋼材が求められている。
このような低降伏比と耐火性を兼ね備えた建築用鋼材として、特許文献１には、「質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．８％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｍｏ：０．７〜１．２％、Ａｌ：０．０６％以下、Ｎ：０．００６％以下、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、ミクロ組織が面積分率で８０％以上がポリゴナル、擬ポリゴナルフェライト以外で、旧γ粒の平均円相当直径が１５０μｍ以下であり、特定量のＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｖ、Ｂ、Ｔｉ、Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭを含有する高温強度に優れた高張力鋼」が記載されている。
特許文献２には、「重量比で、Ｃ：０．０４〜０．１５％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ０．５〜１．６％、Ｎｂ：０．００５〜０．０４％、Ｍｏ：０．４〜０．７％、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００１〜０．００６％、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼片を１１００〜１３００℃の温度域で加熱後、熱間圧延を８００〜１０００℃の温度範囲で終了する耐火性の優れた建築用低降伏比鋼板の製造方法」が記載されている。
しかしながら、特許文献１や２に記載された技術では、高温強度を得るためにＭｏを含有させる必要があり、しかも要求耐火温度の上昇に伴い、Ｍｏの含有量を増加する必要がある。しかし、Ｍｏの多量添加は溶接性の顕著な劣化に加え、母材や溶接部の靭性も著しく劣化させるという問題がある。
本発明はこのような従来技術に鑑みてなされたもので、常温での引張強さ４９０ＭＰａ以上、降伏比を８０％以下とし、６００℃での降伏強度を２１７ＭＰａ以上とする高温強度と溶接性に優れる低降伏比高張力鋼板を提供することを目標とする。
発明者は、降伏を支配する軟質相（通常フェライト）と引張強さを確保するための硬質相（パーライト、ベイナイト）とのバランスおよび高温強度を上げるためのＭｏの多量添加による母材や溶接部の靭性劣化を種々検討し、本発明に至ったもので、その要旨は以下の通りである。
［１］ 成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１２％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ａｌ：０．０５０％以下、Ｍｏ：０．４０〜０．７０％、Ｖ：０．０７０〜０．１２０％、Ｃｒ：０．０５〜０．４０％を含有し、さらに下記（１）式で定義されるＣｅｑが、０．４６以下を満たし、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、フェライトが面積率で６０％以上の主相であり、更に、フェライトの平均結晶粒径が５〜７０μｍであり、６００℃での降伏強度が２１７ＭＰａ以上であることを特徴とする高温強度と溶接性に優れた低降伏比高張力鋼板。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｃｒ／５＋Ｎｉ／４０＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４
（１）
ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖは各元素の含有量（質量％）を表し、含有しない場合は０とする。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｃｒ／５＋Ｎｉ／４０＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４
（１）
ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖは各元素の含有量（質量％）を表し、含有しない場合は０とする。
［２］ 成分組成が、さらに質量％で、Ｃｕ：０．０５〜０．３０％、Ｎｉ：０．０５〜０．３０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０３０％、Ｂ：０．０００３〜０．００３０％の１種以上を含有することを特徴とする［１］に記載の高温強度と溶接性に優れた低降伏比高張力鋼板。
［３］ 成分組成が、さらに質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、ＲＥＭ：０．００１０〜０．００５０％の１種以上を含有することを特徴とする［１］または［２］に記載の高温強度と溶接性に優れた低降伏比高張力鋼板。
［４］ ［１］乃至［３］の何れかに記載の成分組成を有する鋼素材を１０５０〜１２００℃に加熱後、表面温度で９５０℃以下の温度域での累積圧下量が３０％以上５０％未満の熱間圧延を行い、かつ、圧延終了温度がＡｒ３−１００℃以上８００℃以下であり、その後、３００℃以下まで空冷し、更に、４００℃以上７００℃以下の温度で焼戻しを行うことを特徴とする高温強度と溶接性に優れた低降伏比高張力鋼板の製造方法。
本発明によれば常温引張強さ４９０ＭＰａ以上、降伏比８０％以下で、６００℃での降伏強さ２１７ＭＰａ以上、常温での斜めｙ形溶接割れ試験でルート割れの無い鋼板を得ることができる。
以下、本発明の構成要件の限定理由について説明する。
１．成分組成について
以下、本発明における成分の限定理由について説明する。なお、各元素の％表示は特に記載がない限り質量％を意味する。
以下、本発明における成分の限定理由について説明する。なお、各元素の％表示は特に記載がない限り質量％を意味する。
Ｃ：０．０４〜０．１２％
Ｃは、鋼の強度を増加させ、構造用鋼材として必要な室温での強度を確保するのに有用な元素である。また、Ｃは、６００℃近傍の温度域でＭｏなどと微細な炭化物を形成し６００℃での強度を確保するのに有用である。さらに、Ｃは、ベイナイトなどの硬質相の体積率を増加させ、降伏比を低下させる作用を有する。このような効果を得るためには０．０４％以上の含有を必要とする。一方、０．１２％を超える含有は、溶接性と靭性を顕著に低下させる。このため、Ｃ量は０．０４〜０．１２％の範囲とする。好ましくは０．０７〜０．１０％の範囲である。
Ｃは、鋼の強度を増加させ、構造用鋼材として必要な室温での強度を確保するのに有用な元素である。また、Ｃは、６００℃近傍の温度域でＭｏなどと微細な炭化物を形成し６００℃での強度を確保するのに有用である。さらに、Ｃは、ベイナイトなどの硬質相の体積率を増加させ、降伏比を低下させる作用を有する。このような効果を得るためには０．０４％以上の含有を必要とする。一方、０．１２％を超える含有は、溶接性と靭性を顕著に低下させる。このため、Ｃ量は０．０４〜０．１２％の範囲とする。好ましくは０．０７〜０．１０％の範囲である。
Ｓｉ：０．５０％以下
Ｓｉは、脱酸剤として作用するとともに、鋼中に固溶し鋼材の強度を増加させる。０．５０％を超える含有は、母材の靱性を低下させるとともに、溶接熱影響部（ＨＡＺとも言う）靱性を顕著に低下させるため、Ｓｉの含有は０．５０％以下とする。なお鋼板に所望の強度を持たせることを目的とし、好ましくは０．２０〜０．４０％の範囲とする。
Ｓｉは、脱酸剤として作用するとともに、鋼中に固溶し鋼材の強度を増加させる。０．５０％を超える含有は、母材の靱性を低下させるとともに、溶接熱影響部（ＨＡＺとも言う）靱性を顕著に低下させるため、Ｓｉの含有は０．５０％以下とする。なお鋼板に所望の強度を持たせることを目的とし、好ましくは０．２０〜０．４０％の範囲とする。
Ｍｎ：０．５０〜１．５０％
Ｍｎは、固溶して鋼の強度を増加させる作用を有する元素で安価であり、高価な他の合金元素の含有を最小限に抑えることを目的の一つとする本発明では、所望の高強度（常温引張強さ４９０ＭＰａ以上）を確保するために、０．５０％以上の含有を必要とする。一方、１．５０％を超える含有は、母材の靱性およびＨＡＺ靱性を著しく低下させる。このため、Ｍｎ量は０．５０〜１．５０％の範囲とする。なお、好ましくは０．６０〜１．００％の範囲である。
Ｍｎは、固溶して鋼の強度を増加させる作用を有する元素で安価であり、高価な他の合金元素の含有を最小限に抑えることを目的の一つとする本発明では、所望の高強度（常温引張強さ４９０ＭＰａ以上）を確保するために、０．５０％以上の含有を必要とする。一方、１．５０％を超える含有は、母材の靱性およびＨＡＺ靱性を著しく低下させる。このため、Ｍｎ量は０．５０〜１．５０％の範囲とする。なお、好ましくは０．６０〜１．００％の範囲である。
Ｐ：０．０２％以下
Ｐは、鋼の強度を増加させる作用を有する元素であるが、靱性、とくに溶接部の靱性を低下させる元素である。０．０２％を超えて含有すると、上記した悪影響が顕著となるため、Ｐ量は０．０２％以下とする。好ましくは０．０１％以下である。
Ｐは、鋼の強度を増加させる作用を有する元素であるが、靱性、とくに溶接部の靱性を低下させる元素である。０．０２％を超えて含有すると、上記した悪影響が顕著となるため、Ｐ量は０．０２％以下とする。好ましくは０．０１％以下である。
Ｓ：０．００５０％以下
Ｓは、鋼中ではＭｎＳ等の硫化物系介在物として存在し、母材および溶接部の靱性を劣化させるとともに、鋳片中央偏析部などに多量に偏在して鋳片等における欠陥を発生しやすくする。このような傾向は０．００５０％を超える含有で顕著となる。このため、Ｓ量は０．００５０％以下とする。好ましくは０．００３０％以下である。
Ｓは、鋼中ではＭｎＳ等の硫化物系介在物として存在し、母材および溶接部の靱性を劣化させるとともに、鋳片中央偏析部などに多量に偏在して鋳片等における欠陥を発生しやすくする。このような傾向は０．００５０％を超える含有で顕著となる。このため、Ｓ量は０．００５０％以下とする。好ましくは０．００３０％以下である。
Ａｌ：０．０５０％以下
Ａｌは、脱酸剤として作用する元素であり、高張力鋼の溶鋼脱酸プロセスにおいては、脱酸剤として、もっとも汎用的に使われる。このような効果を得るためには、０．０１０％以上含有することが望ましいが、０．０５０％を超える含有は、母材の靱性が低下するとともに、溶接時に溶接金属に混入して溶接金属部靱性を低下させる。このため、Ａｌは０．０５０％以下とする。好ましくは０．０１０〜０．０４５％の範囲である。
Ａｌは、脱酸剤として作用する元素であり、高張力鋼の溶鋼脱酸プロセスにおいては、脱酸剤として、もっとも汎用的に使われる。このような効果を得るためには、０．０１０％以上含有することが望ましいが、０．０５０％を超える含有は、母材の靱性が低下するとともに、溶接時に溶接金属に混入して溶接金属部靱性を低下させる。このため、Ａｌは０．０５０％以下とする。好ましくは０．０１０〜０．０４５％の範囲である。
Ｍｏ：０．４０〜０．７０％
Ｍｏは、６００℃近傍の温度域で微細な炭化物を形成し、鋼の高温強度を確保する上で必要不可欠の元素である。とりわけ、６００℃で製造上安定的に降伏強度２１７ＭＰ以上であるためには０．４０％以上の含有が必要である。しかし、０．７０％を超える含有は溶接性や耐ＨＩＣ性が劣化する。従って、Ｍｏ量は０．４０〜０．７０％の範囲とする。好ましくは０．４５〜０．６５％の範囲である。より好ましくは０．４９〜０．６２％の範囲である。
Ｍｏは、６００℃近傍の温度域で微細な炭化物を形成し、鋼の高温強度を確保する上で必要不可欠の元素である。とりわけ、６００℃で製造上安定的に降伏強度２１７ＭＰ以上であるためには０．４０％以上の含有が必要である。しかし、０．７０％を超える含有は溶接性や耐ＨＩＣ性が劣化する。従って、Ｍｏ量は０．４０〜０．７０％の範囲とする。好ましくは０．４５〜０．６５％の範囲である。より好ましくは０．４９〜０．６２％の範囲である。
Ｖ：０．０７０〜０．１２０％
Ｖは、析出強化によって、強度を増加させるのに有効な元素であり、また、６００℃近傍の温度域で微細な炭化物を形成し、高温強度を確保する上で重要である。このような効果を得るためには、０．０７０％以上の含有を必要とする。しかし、０．１２０％を超えて含有すると、ＨＡＺ靭性および母材靭性が劣化する。従って、Ｖ量は０．０７０〜０．１２０％の範囲とする。好ましくは０．０７０〜０．１１０％の範囲である。より好ましくは０．０８０〜０．１００％の範囲である。
Ｖは、析出強化によって、強度を増加させるのに有効な元素であり、また、６００℃近傍の温度域で微細な炭化物を形成し、高温強度を確保する上で重要である。このような効果を得るためには、０．０７０％以上の含有を必要とする。しかし、０．１２０％を超えて含有すると、ＨＡＺ靭性および母材靭性が劣化する。従って、Ｖ量は０．０７０〜０．１２０％の範囲とする。好ましくは０．０７０〜０．１１０％の範囲である。より好ましくは０．０８０〜０．１００％の範囲である。
Ｃｒ：０．０５〜０．４０％
Ｃｒは、焼入性向上を介し、母材の強度を増加させる元素であり、厚鋼板の高強度化に有用な元素である。このような効果を得るためには、０．０５％以上の含有が必要であるが、０．４０％を超える含有は、合金コストの増加を招く。このため、Ｃｒ量は０．０５〜０．４０％の範囲とする。なお、好ましくは０．１０〜０．４０％の範囲である。より好ましくは０．２０〜０．４０％の範囲である。
Ｃｒは、焼入性向上を介し、母材の強度を増加させる元素であり、厚鋼板の高強度化に有用な元素である。このような効果を得るためには、０．０５％以上の含有が必要であるが、０．４０％を超える含有は、合金コストの増加を招く。このため、Ｃｒ量は０．０５〜０．４０％の範囲とする。なお、好ましくは０．１０〜０．４０％の範囲である。より好ましくは０．２０〜０．４０％の範囲である。
Ｃｅｑ：０．４６以下
Ｃｅｑが、０．４６を超えて高くなると、溶接性が低下するとともに、母材靭性、ＨＡＺ靭性が低下する。このため、Ｃｅｑは０．４６以下とする。なお、Ｃｅｑは次式による。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｃｒ／５＋Ｎｉ／４０＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４
（１）
ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉは各元素の含有量（質量％）を表し、含有しない場合は０とする。
Ｃｅｑが、０．４６を超えて高くなると、溶接性が低下するとともに、母材靭性、ＨＡＺ靭性が低下する。このため、Ｃｅｑは０．４６以下とする。なお、Ｃｅｑは次式による。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｃｒ／５＋Ｎｉ／４０＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４
（１）
ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉは各元素の含有量（質量％）を表し、含有しない場合は０とする。
以上が本発明の基本化学成分であり、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなるが、さらに強度を高める目的でＣｕ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂの中から選ばれる１種以上を選択元素として添加してもよい。
Ｃｕ：０．０５〜０．３０％
Ｃｕは、固溶強化や焼入性向上を介して、鋼板の強度を増加させ、厚鋼板の高強度化に寄与する。このような効果を得るためには、０．０５％以上含有することが好ましいが、０．３０％を超える含有は、合金コストの増加や熱間脆性による表面性状の劣化を招く。このため、含有する場合は、Ｃｕ量は０．０５〜０．３０％の範囲とすることが好ましい。なお、より好ましくは０．０５〜０．２０％の範囲である。
Ｃｕは、固溶強化や焼入性向上を介して、鋼板の強度を増加させ、厚鋼板の高強度化に寄与する。このような効果を得るためには、０．０５％以上含有することが好ましいが、０．３０％を超える含有は、合金コストの増加や熱間脆性による表面性状の劣化を招く。このため、含有する場合は、Ｃｕ量は０．０５〜０．３０％の範囲とすることが好ましい。なお、より好ましくは０．０５〜０．２０％の範囲である。
Ｎｉ：０．０５〜０．３０％
Ｎｉは、靱性をほとんど劣化させることなく、鋼板の強度を増加させる元素であり、しかもＨＡＺ靱性への悪影響も小さく、厚鋼板の高強度化に有用な元素である。このような効果を得るためには、０．０５％以上含有することが好ましいが、０．３０％を超える多量の含有は、Ｎｉが高価な元素であるため、合金コストの増加を招く。このため、含有する場合は、Ｎｉ量は０．０５〜０．３０％の範囲とすることが好ましい。なお、より好ましくは０．０５〜０．２０％の範囲である。
Ｎｉは、靱性をほとんど劣化させることなく、鋼板の強度を増加させる元素であり、しかもＨＡＺ靱性への悪影響も小さく、厚鋼板の高強度化に有用な元素である。このような効果を得るためには、０．０５％以上含有することが好ましいが、０．３０％を超える多量の含有は、Ｎｉが高価な元素であるため、合金コストの増加を招く。このため、含有する場合は、Ｎｉ量は０．０５〜０．３０％の範囲とすることが好ましい。なお、より好ましくは０．０５〜０．２０％の範囲である。
Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％
Ｔｉは、Ｎとの親和力が強い元素であり、凝固時にＴｉＮとして析出し、鋼中の固溶Ｎを減少させ、冷間加工後のＮの歪時効による靭性劣化を低減する作用を有する。また、Ｔｉは、ＨＡＺの組織改善を介して、ＨＡＺ靭性の向上にも寄与する。このような効果を得るためには、０．００５％以上含有することが好ましい。一方、０．０２０％を超えて含有すると、ＴｉＮ粒子が粗大化し、上記した効果が期待できなくなる。このため、含有する場合は、Ｔｉ量は０．００５〜０．０２０％の範囲とすることが好ましい。なお、より好ましくは０．００７〜０．０１５％の範囲である。
Ｔｉは、Ｎとの親和力が強い元素であり、凝固時にＴｉＮとして析出し、鋼中の固溶Ｎを減少させ、冷間加工後のＮの歪時効による靭性劣化を低減する作用を有する。また、Ｔｉは、ＨＡＺの組織改善を介して、ＨＡＺ靭性の向上にも寄与する。このような効果を得るためには、０．００５％以上含有することが好ましい。一方、０．０２０％を超えて含有すると、ＴｉＮ粒子が粗大化し、上記した効果が期待できなくなる。このため、含有する場合は、Ｔｉ量は０．００５〜０．０２０％の範囲とすることが好ましい。なお、より好ましくは０．００７〜０．０１５％の範囲である。
Ｎｂ：０．００５〜０．０３０％
Ｎｂは、焼入性を高めるとともに、制御圧延の効果を高めミクロ組織を微細化する作用を介して、母材強度を増加させる元素であり、高強度化のために有用な元素である。このような効果を得るためには、０．００５％以上含有することが必要となる。一方、０．０３０％を超える含有は、母材やＨＡＺの靭性を低下させる。このため、含有する場合は、Ｎｂ量は０．００５〜０．０３０％の範囲とすることが好ましい。なお、より好ましくは０．００７〜０．０２５％の範囲である。
Ｎｂは、焼入性を高めるとともに、制御圧延の効果を高めミクロ組織を微細化する作用を介して、母材強度を増加させる元素であり、高強度化のために有用な元素である。このような効果を得るためには、０．００５％以上含有することが必要となる。一方、０．０３０％を超える含有は、母材やＨＡＺの靭性を低下させる。このため、含有する場合は、Ｎｂ量は０．００５〜０．０３０％の範囲とすることが好ましい。なお、より好ましくは０．００７〜０．０２５％の範囲である。
Ｂ：０．０００３〜０．００３０％
Ｂは焼入れ性の向上を介し、鋼の強度増加に寄与する元素である。このような効果を得るために、０．０００３％以上含有するが、０．００３０％を超える含有は、母材やのＨＡＺ靭性を劣化させる。このため、含有する場合は、Ｂ量は０．０００３〜０．００３０％の範囲とすることが好ましい。なお、より好ましくは０．０００６〜０．００２０％の範囲である。
Ｂは焼入れ性の向上を介し、鋼の強度増加に寄与する元素である。このような効果を得るために、０．０００３％以上含有するが、０．００３０％を超える含有は、母材やのＨＡＺ靭性を劣化させる。このため、含有する場合は、Ｂ量は０．０００３〜０．００３０％の範囲とすることが好ましい。なお、より好ましくは０．０００６〜０．００２０％の範囲である。
本発明の高張力鋼板は、上記組成に加えて、さらに材質を改善する目的でＣａ、ＲＥＭの中から選ばれる１種以上を選択元素として含有してもよい。
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、ＲＥＭ：０．００１０〜０．００５０％
Ｃａ、ＲＥＭ（希土類金属）はいずれも、硫化物の形態制御を介して母材の靭性向上および延性向上に寄与する。また、Ｃａ、ＲＥＭ（希土類金属）は微細な硫化物粒子を鋼中に生成する。これらの硫化物粒子はフェライト変態核として作用することによってＨＡＺ靱性の向上にも寄与する。これらの効果を得るためには、Ｃａは少なくとも０．０００５％、ＲＥＭは少なくとも０．００１０％を含有することが好ましい。しかし、Ｃａ、ＲＥＭをいずれも０．００５０％を超えて含有すると、過剰に介在物が生成し、逆に靱性が低下する場合がある。このため、含有する場合には、Ｃａ量は０．０００５〜０．００５０％の範囲、ＲＥＭは０．００１０〜０．００５０％の範囲とすることが好ましい。
Ｃａ、ＲＥＭ（希土類金属）はいずれも、硫化物の形態制御を介して母材の靭性向上および延性向上に寄与する。また、Ｃａ、ＲＥＭ（希土類金属）は微細な硫化物粒子を鋼中に生成する。これらの硫化物粒子はフェライト変態核として作用することによってＨＡＺ靱性の向上にも寄与する。これらの効果を得るためには、Ｃａは少なくとも０．０００５％、ＲＥＭは少なくとも０．００１０％を含有することが好ましい。しかし、Ｃａ、ＲＥＭをいずれも０．００５０％を超えて含有すると、過剰に介在物が生成し、逆に靱性が低下する場合がある。このため、含有する場合には、Ｃａ量は０．０００５〜０．００５０％の範囲、ＲＥＭは０．００１０〜０．００５０％の範囲とすることが好ましい。
本発明の高張力鋼板は、フェライトを主相とし、フェライトの平均結晶粒径を５〜７０μｍとする。
フェライト：主相（面積率６０％以上）
所望の強度および降伏比を満足するため、フェライトを主相とする。フェライト以外の残部はベイナイトおよびパーライトの１種または２種である。ベイナイトおよびパーライトはフェライトと比較して高硬度であり、フェライトに対し、いずれも硬質相である。フェライトの面積率が６０％を下回ると、硬質相の面積率が大きくなり、降伏強度が高くなるため、所望の低降伏比が得られなくなる。このため、本発明の高張力鋼板は、フェライトを面積率で６０％以上の主相とする。ここで主相とは、鋼板の組織全体に対し、面積率で６０％以上の相を意味する。また、フェライトに代えて、ベイナイトなどの低温変態相を主相とすると所望の低降伏比が得られなくなる上、所望の高温強度も得られなくなる。
所望の強度および降伏比を満足するため、フェライトを主相とする。フェライト以外の残部はベイナイトおよびパーライトの１種または２種である。ベイナイトおよびパーライトはフェライトと比較して高硬度であり、フェライトに対し、いずれも硬質相である。フェライトの面積率が６０％を下回ると、硬質相の面積率が大きくなり、降伏強度が高くなるため、所望の低降伏比が得られなくなる。このため、本発明の高張力鋼板は、フェライトを面積率で６０％以上の主相とする。ここで主相とは、鋼板の組織全体に対し、面積率で６０％以上の相を意味する。また、フェライトに代えて、ベイナイトなどの低温変態相を主相とすると所望の低降伏比が得られなくなる上、所望の高温強度も得られなくなる。
ベイナイトなどの低温変態相は、低温で変態することによって、高い転位密度を有し、微細な炭化物（主に鉄の炭化物であるセメンタイト）が分散した組織を有する。このため、低温変態相が６００℃近傍の温度域に加熱されると、低温変態相は、転位の回復、炭化物の溶解により強度が著しく低下してしまう。このため、高温強度確保の観点からも、本発明の高張力鋼板はフェライトを主相とする。
フェライトの平均結晶粒径：５〜７０μｍ
フェライトの平均結晶粒径が５μｍ未満では、結晶粒の細粒化強化によって降伏強度が高くなりすぎてしまい、所望の低降伏比が得られなくなる。また、フェライトの平均結晶粒径が７０μｍを超えると組織が粗大なため、靭性が劣化する。このため、フェライトの平均結晶粒径は５〜７０μｍとする。
フェライトの平均結晶粒径が５μｍ未満では、結晶粒の細粒化強化によって降伏強度が高くなりすぎてしまい、所望の低降伏比が得られなくなる。また、フェライトの平均結晶粒径が７０μｍを超えると組織が粗大なため、靭性が劣化する。このため、フェライトの平均結晶粒径は５〜７０μｍとする。
２．製造条件について
上述した成分組成を有する鋼を転炉、電気炉等の溶製手段で常法により溶製し、連続鋳造法または造塊分塊法等で常法によりスラブとする。その後、加熱圧延し、圧延後に空冷したのち、焼戻しを行う。なお、溶製方法、鋳造方法については上述した方法に限定されるものではない。
上述した成分組成を有する鋼を転炉、電気炉等の溶製手段で常法により溶製し、連続鋳造法または造塊分塊法等で常法によりスラブとする。その後、加熱圧延し、圧延後に空冷したのち、焼戻しを行う。なお、溶製方法、鋳造方法については上述した方法に限定されるものではない。
加熱温度：１０５０〜１２００℃
加熱温度が１０５０℃未満では、炭化物が完全に溶解せず、固溶Ｃが不足するため、強度が低下しやすい。一方、加熱温度が１２００℃を超えると、組織が粗大化して鋼板の靱性が低下する。また焼入性が増加して、表層硬さが増加する。このため、鋼素材の加熱温度は１０５０℃〜１２００℃の範囲とする。なお、好ましくは１０８０℃〜１１５０℃の範囲である。
加熱温度が１０５０℃未満では、炭化物が完全に溶解せず、固溶Ｃが不足するため、強度が低下しやすい。一方、加熱温度が１２００℃を超えると、組織が粗大化して鋼板の靱性が低下する。また焼入性が増加して、表層硬さが増加する。このため、鋼素材の加熱温度は１０５０℃〜１２００℃の範囲とする。なお、好ましくは１０８０℃〜１１５０℃の範囲である。
表面温度で９５０℃以下の温度域での累積圧下量：３０％以上５０％未満
ミクロ組織を適度に微細化するため、鋼板の表面温度が９５０℃以下の温度域で制御圧延を行う。９５０℃を超える温度域では、圧延により伸展したオーステナイト結晶粒の再結晶と粒成長が圧延直後に速やかに起こるため、９５０℃を超える温度域での圧延は結晶粒の微細化にほとんど寄与しない。このため、９５０℃以下の温度域での累積圧下量を規定する。該温度域での累積圧下率が３０％未満では、組織が粗大化し、また焼入性が増加して、表層硬さが増加する。また所望の靭性を確保できなくなる。このため、表面温度で９５０℃以下の温度域での累積圧下率を３０％以上とする。また、９５０℃以下の温度域での累積圧下率が５０％以上では、組織が微細化しすぎてしまい、結晶粒微細化強化により降伏強度が増加するため、所望の低降伏比を確保できなくなる。このため、累積圧下率は５０％未満とした。なお、好ましくは３５％以上４５％以下である。
ミクロ組織を適度に微細化するため、鋼板の表面温度が９５０℃以下の温度域で制御圧延を行う。９５０℃を超える温度域では、圧延により伸展したオーステナイト結晶粒の再結晶と粒成長が圧延直後に速やかに起こるため、９５０℃を超える温度域での圧延は結晶粒の微細化にほとんど寄与しない。このため、９５０℃以下の温度域での累積圧下量を規定する。該温度域での累積圧下率が３０％未満では、組織が粗大化し、また焼入性が増加して、表層硬さが増加する。また所望の靭性を確保できなくなる。このため、表面温度で９５０℃以下の温度域での累積圧下率を３０％以上とする。また、９５０℃以下の温度域での累積圧下率が５０％以上では、組織が微細化しすぎてしまい、結晶粒微細化強化により降伏強度が増加するため、所望の低降伏比を確保できなくなる。このため、累積圧下率は５０％未満とした。なお、好ましくは３５％以上４５％以下である。
圧延終了温度（表面温度）：Ａｒ３−１００℃以上８００℃以下
鋼板に圧延を施し、鋼板に転位を導入し、歪みを持たせることによって、鋼板の高温強度を上げることができる。また、この効果は圧延終了温度を低くする程顕著である。よって、所望の高温強度を確保するために、圧延終了温度は８００℃以下とする。なお、圧延終了温度を低くしすぎると圧延効率を著しく悪化させるため、Ａｒ３−１００℃以上の温度とした。
鋼板に圧延を施し、鋼板に転位を導入し、歪みを持たせることによって、鋼板の高温強度を上げることができる。また、この効果は圧延終了温度を低くする程顕著である。よって、所望の高温強度を確保するために、圧延終了温度は８００℃以下とする。なお、圧延終了温度を低くしすぎると圧延効率を著しく悪化させるため、Ａｒ３−１００℃以上の温度とした。
圧延後の冷却：空冷
熱間圧延後の冷却は空冷とする。これは、鋼板の組織を、フェライトを主相とするためである。空冷とは大気中に放置して冷却することを指し、空気を送風機などで鋼板に吹き付けて強制的に冷却することは、この場合の空冷に含まれない。空冷時の冷却速度は１℃／ｓ以下、通常は０．５℃／ｓ程度である。空冷を超える冷却速度で冷却するとベイナイトなどのフェライト以外の相が増加し、フェライトを主相とする鋼板が得られない。また、本発明の鋼板は、極めて低い圧延終了温度で圧延されるため、圧延終了後の鋼板には高い残留応力が発生している。このため、空冷以外の冷却方法（水冷など）で冷却を行うと、さらに鋼板中の応力分布の不均一を招き、鋼板が変形する恐れがある。
熱間圧延後の冷却は空冷とする。これは、鋼板の組織を、フェライトを主相とするためである。空冷とは大気中に放置して冷却することを指し、空気を送風機などで鋼板に吹き付けて強制的に冷却することは、この場合の空冷に含まれない。空冷時の冷却速度は１℃／ｓ以下、通常は０．５℃／ｓ程度である。空冷を超える冷却速度で冷却するとベイナイトなどのフェライト以外の相が増加し、フェライトを主相とする鋼板が得られない。また、本発明の鋼板は、極めて低い圧延終了温度で圧延されるため、圧延終了後の鋼板には高い残留応力が発生している。このため、空冷以外の冷却方法（水冷など）で冷却を行うと、さらに鋼板中の応力分布の不均一を招き、鋼板が変形する恐れがある。
空冷後の鋼板温度：３００℃以下
圧延後、空冷によって３００℃以下まで冷却する。これは、焼戻しの前には、フェライト変態が完了しフェライトが主相である組織としておく必要があるためである。フェライト変態が完了しておらず、オーステナイトが残存している状態で焼き戻しを行うと、オーステナイト中にＣが濃化する。このように、オーステナイト中にＣが濃化すると、焼き戻し後の冷却によって、Ｃの濃化したオーステナイトがマルテンサイトとなり、鋼板の靭性が著しく低下する。
圧延後、空冷によって３００℃以下まで冷却する。これは、焼戻しの前には、フェライト変態が完了しフェライトが主相である組織としておく必要があるためである。フェライト変態が完了しておらず、オーステナイトが残存している状態で焼き戻しを行うと、オーステナイト中にＣが濃化する。このように、オーステナイト中にＣが濃化すると、焼き戻し後の冷却によって、Ｃの濃化したオーステナイトがマルテンサイトとなり、鋼板の靭性が著しく低下する。
焼戻し温度：４００℃以上７００℃未満
上述のように圧延終了後の鋼板には高い残留応力が発生しており、この残留応力は空冷後の鋼板にも残存している。このため鋼板の歪（残留応力）除去のため、焼き戻しが必要である。この効果を得るためには４００℃以上で行うことが必要であるが、７００℃以上では強度の低下と降伏比の上昇を招くため、７００℃未満にする必要がある。
上述のように圧延終了後の鋼板には高い残留応力が発生しており、この残留応力は空冷後の鋼板にも残存している。このため鋼板の歪（残留応力）除去のため、焼き戻しが必要である。この効果を得るためには４００℃以上で行うことが必要であるが、７００℃以上では強度の低下と降伏比の上昇を招くため、７００℃未満にする必要がある。
表１に示す成分組成の鋼（鋼Ｎｏ．Ａ〜Ｋ）を連続鋳造法によりスラブとし板厚３０ｍｍまたは４０ｍｍの厚鋼板（Ｎ０．１〜１８）を製造した。各鋼のＡｒ３温度は熱膨張曲線を測定することにより決定した。
加熱したスラブを熱間圧延により圧延した後、空冷により３００℃以下まで冷却を行い、誘導加熱炉を用いて焼戻を行った。
各鋼板（Ｎ０．１〜１８）の製造条件を表２に示す。なお、加熱温度、圧延終了温度、冷却開始、冷却後温度および焼戻し温度は鋼板表面温度とした。
以上のようにして製造した厚鋼板から試験片を採取し、ミクロ組織を観察し、室温および高温での引張り特性を測定した。また、鋼板の母材靭性および溶接性について評価した。
組織観察
厚鋼板から圧延方向に対して９０°方向（Ｃ方向）の断面を切り出し、鏡面まで研磨し、ナイタール（１％濃硝酸メタノール溶液）により腐食して組織を現出した。１／４厚み位置で、光学顕微鏡により４００倍の写真を撮影し、組織の同定を行った。また、組織写真の画像解析により、フェライトの面積率と平均結晶粒径を求めた。なお、このフェライト平均結晶粒径は円相当粒径である。
厚鋼板から圧延方向に対して９０°方向（Ｃ方向）の断面を切り出し、鏡面まで研磨し、ナイタール（１％濃硝酸メタノール溶液）により腐食して組織を現出した。１／４厚み位置で、光学顕微鏡により４００倍の写真を撮影し、組織の同定を行った。また、組織写真の画像解析により、フェライトの面積率と平均結晶粒径を求めた。なお、このフェライト平均結晶粒径は円相当粒径である。
室温引張試験
圧延方向に対して９０°方向（Ｃ方向）にＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ２２４１の規定に準拠してクロスヘッド速度１０ｍｍ／ｍｉｎで引張試験をおこない、降伏応力（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）を測定した。引張強度（ＴＳ）が４９０ＭＰａ以上で、かつ、降伏比（ＹＳ／ＴＳ）が８０％以下を良好と評価できる。
圧延方向に対して９０°方向（Ｃ方向）にＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ２２４１の規定に準拠してクロスヘッド速度１０ｍｍ／ｍｉｎで引張試験をおこない、降伏応力（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）を測定した。引張強度（ＴＳ）が４９０ＭＰａ以上で、かつ、降伏比（ＹＳ／ＴＳ）が８０％以下を良好と評価できる。
高温引張試験
圧延方向に対して９０°方向（Ｃ方向）に試験片を採取し、ＪＩＳ Ｇ ０５６７の規定に準拠して試験温度６００℃で高温引張試験を行い、降伏応力（ＹＳ）を測定した。降伏応力（ＹＳ）が２１７ＭＰａ以上を良好と評価できる。
圧延方向に対して９０°方向（Ｃ方向）に試験片を採取し、ＪＩＳ Ｇ ０５６７の規定に準拠して試験温度６００℃で高温引張試験を行い、降伏応力（ＹＳ）を測定した。降伏応力（ＹＳ）が２１７ＭＰａ以上を良好と評価できる。
母材靭性
ＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠して、シャルピー衝撃試験をおこなった。鋼板の圧延方向に対して９０°方向（Ｃ方向）が長手方向になるように、Ｖノッチシャルピー衝撃試験片（幅１０ｍｍ）を採取し、０℃で衝撃試験を行い、吸収エネルギーを測定した。０℃での吸収エネルギーｖＥ０が４７Ｊ以上を母材靭性が良好であると評価した。
ＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠して、シャルピー衝撃試験をおこなった。鋼板の圧延方向に対して９０°方向（Ｃ方向）が長手方向になるように、Ｖノッチシャルピー衝撃試験片（幅１０ｍｍ）を採取し、０℃で衝撃試験を行い、吸収エネルギーを測定した。０℃での吸収エネルギーｖＥ０が４７Ｊ以上を母材靭性が良好であると評価した。
溶接性評価（ｙ形溶接割れ試験）
ＪＩＳ Ｚ ３１５８に準拠してｙ形溶接割れ試験を行い、溶接性を評価した。予熱温度および雰囲気温度は５℃とし、溶接条件；電流：２４０Ａ、電圧：２８Ｖ、溶接速度：２４ｃｍ／ｍｉｎでＣＯ２溶接し、溶接後４８時間以上経過してから試験溶接部について、表面並びに断面の割れの有無を観察し、割れが無ければ良好と評価できる。
ＪＩＳ Ｚ ３１５８に準拠してｙ形溶接割れ試験を行い、溶接性を評価した。予熱温度および雰囲気温度は５℃とし、溶接条件；電流：２４０Ａ、電圧：２８Ｖ、溶接速度：２４ｃｍ／ｍｉｎでＣＯ２溶接し、溶接後４８時間以上経過してから試験溶接部について、表面並びに断面の割れの有無を観察し、割れが無ければ良好と評価できる。
試験結果を表２に示す。
本発明例はいずれも、室温での引張強度（ＴＳ）が４９０ＭＰａ以上、降伏比が８０％以下、６００℃での引張強度（ＴＳ）が２１７ＭＰａ以上、ｖＥ０が４７Ｊ以上と優れた室温強度、高温強度、母材靭性を示し、低降伏比を実現している。さらに、本発明例はいずれも、ｙ形溶接割れ試験において割れを発生することもなく、優れた溶接性を有する。これに対し、比較例は降伏比、高温強度、母材靭性、溶接性のいずれかの目標性能を満足していない。
Claims (4)
- 成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１２％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ａｌ：０．０５０％以下、Ｍｏ：０．４０〜０．７０％、Ｖ：０．０７０〜０．１２０％、Ｃｒ：０．０５〜０．４０％を含有し、さらに下記（１）式で定義されるＣｅｑが、０．４６以下を満たし、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、フェライトが面積率で６０％以上の主相であり、更に、フェライトの平均結晶粒径が５〜７０μｍであり、６００℃での降伏強度が２１７ＭＰａ以上であることを特徴とする高温強度と溶接性に優れた低降伏比高張力鋼板。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｃｒ／５＋Ｎｉ／４０＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４
（１）
ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖは各元素の含有量（質量％）を表し、含有しない場合は０とする。 - 成分組成が、さらに質量％で、Ｃｕ：０．０５〜０．３０％、Ｎｉ：０．０５〜０．３０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０３０％、Ｂ：０．０００３〜０．００３０％の１種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の高温強度と溶接性に優れた低降伏比高張力鋼板。
- 成分組成が、さらに質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、ＲＥＭ：０．００１０〜０．００５０％の１種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の高温強度と溶接性に優れた低降伏比高張力鋼板。
- 請求項１乃至３の何れかに記載の成分組成を有する鋼素材を１０５０〜１２００℃に加熱後、表面温度で９５０℃以下の温度域での累積圧下量が３０％以上５０％未満の熱間圧延を行い、かつ、圧延終了温度がＡｒ３−１００℃以上８００℃以下であり、その後、３００℃以下まで空冷し、更に、４００℃以上７００℃以下の温度で焼戻しを行うことを特徴とする高温強度と溶接性に優れた低降伏比高張力鋼板の製造方法。
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| JP (1) | JP6164171B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN115044840A (zh) * | 2022-05-19 | 2022-09-13 | 包头钢铁（集团）有限责任公司 | 一种800MPa级低屈强比易焊接钢板及其生产方法 |
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| JPH09279230A (ja) * | 1996-04-15 | 1997-10-28 | Nkk Corp | 構造用低降伏比耐火鋼材の製造方法 |
| JPH1036910A (ja) * | 1996-07-22 | 1998-02-10 | Nkk Corp | 耐火性に優れた耐震性建築鋼材の製造方法 |
| JPH10265895A (ja) * | 1997-03-26 | 1998-10-06 | Nippon Steel Corp | 低降伏比高温耐火鋼 |
-
2014
- 2014-07-22 JP JP2014148483A patent/JP6164171B2/ja active Active
Patent Citations (3)
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| CN115044840B (zh) * | 2022-05-19 | 2023-08-08 | 包头钢铁（集团）有限责任公司 | 一种800MPa级低屈强比易焊接钢板及其生产方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
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| JP6164171B2 (ja) | 2017-07-19 |
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