JP6146429B2 - 調質高張力厚鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Description
Ac3+30≦Ts(℃)≦Ac3+120 (式1)
Vs(℃/min)≧−0.0036×t+0.54 (式2)
Ac3≦Tc(℃)≦Ac3+20 (式3)
Ts−Tc≧30(℃) (式4)
ただし、Ac3=937−476.5C+56Si−19.7Mn+136.3Ti+198.4Alであり(元素記号は、各元素の含有量(質量%)を意味する。)、
Vsは、厚鋼板の表面温度がTsになる5分前の、加熱条件から伝熱計算で算出した厚鋼板表面温度をTs−5としたときに、Vs=(Ts−Ts−5)/5で表され、
tは、前記焼きならし処理を施される厚鋼板の厚みである。
本発明の調質高張力厚鋼板は、質量%で、C:0.04〜0.30%、Si:0.50%以下、Mn:2.0%以下、P:0.020%以下、S:0.006%以下、Al:0.05%以下、N:0.0060%以下、Ti:0.005〜0.30%を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する。また、本発明の調質高張力厚鋼板は、任意成分として、Ca:0.0005〜0.0050%、REM:0.0010〜0.0050%、Mg:0.0010〜0.0050%のうちから選ばれた1種または2種以上を含んでもよい。以下、各成分について説明する。なお、成分組成の説明における「%」は「質量%」を意味する。
Cは、鋼の強度を増加させ、鉄鋼構造物に必要な強度を付与するのに有用な元素である。「鉄鋼構造物に必要な強度」とは、用途によって異なるが、本明細書では、調質高張力厚鋼板の引張強度(TS)が550MPa以上であることを意味する。このような効果を得るためには、Cの含有量を0.04%以上とする必要がある。好ましくは、0.10%以上である。一方、Cの含有量が0.30%を超えると、鋼の溶接性と靭性が顕著に低下する。このため、Cの含有量は0.30%以下とする。好ましくは、0.20%以下である。
Siは、脱酸剤として作用するとともに、鋼中に固溶し鋼の強度を増加させる。これらの効果を得るためには、Siの含有量は0.01%以上であることが好ましい。より好ましくは0.10%以上である。一方、Siの含有量が0.50%を超えると、鋼の靱性が低下する。このため、Siの含有量は0.50%以下の範囲に限定した。好ましくは0.40%以下である。
Mnは、固溶して鋼の強度を増加させる元素である。また、鋼中のSと化合してMnSを形成しSによる靭性低下を防止する。これらの効果を得るためにはMnの含有量を0.4%以上にすることが好ましい。より好ましくは1.0%以上である。一方、Mnの含有量が2.0%を超えると、溶接後の母材の靱性および溶接熱影響部(HAZ)の靱性が著しく低下する。このため、Mnの含有量は2.0%以下に限定した。好ましくは1.8%以下である。
Pは靱性、特に溶接部の靱性を低下させる元素であり、本発明ではP含有量をできるだけ低減することが望ましく、Pを含まなくてもよいものの、Pの含有量の過度の低減は、精錬コストを高騰させ経済的に不利となる。このため、厚鋼板の製造コストを抑える観点からPの含有量は0.005%以上とすることが好ましい。一方、Pの含有量が0.020%を超えると、上記した悪影響が顕著となるため、Pの含有量は0.020%以下に限定した。好ましくは0.016%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、オーステナイト(γ)からフェライト(α)への変態の核となり、溶接部の靭性を向上させる作用を有する。このような効果を得るためには、Sの含有量を0.0010%以上とすることが好ましい。一方、Sの含有量が0.006%を超えると、鋼の中央偏析部などに多量のMnSが生成し、靭性は低下する。また、0.006%を超えるSの含有は、鋳片等における欠陥を発生させやすくする。そこで、Sの含有量は0.006%以下とする。このため、Sの含有量は0.0010〜0.006%の範囲にすることが好ましい。なお、より好ましくは0.0010〜0.0025%である。
Alは、脱酸剤として作用する元素である。高張力鋼の溶鋼脱酸プロセスにおいては、脱酸剤として、Alが最も汎用的に使われる。このような効果を得るためには、Alの含有量を0.01%以上とすることが好ましい。また、Alの含有量が0.05%を超えると、溶接後のHAZ靱性が低下するとともに、溶接時に溶接金属にAlが混入して溶接金属の靱性も低下する。このため、Alの含有量は0.05%以下に限定した。好ましくは0.04%以下である。
Nは、鋼中に固溶している場合には、冷間加工後に歪時効を起こし靭性を劣化させる。このため、Tiなどの窒化物形成元素を添加して窒化物として固定することにより、固溶窒素は可能な限り低減することが好ましい。TiNなどの窒化物は、粒界をピンニングして結晶粒の粗大化を防止し、あるいは、フェライト変態核として作用し、HAZ靭性の向上に寄与する。このため、Nは0.0010%以上とすることが好ましい。一方、Nの含有量が0.0060%を超えると、Tiなどの窒化物形成元素により窒化物として固定しても、窒化物が粗大になり、靭性の劣化が著しくなる。このため、Nの含有量は0.0060%以下に限定した。好ましくは0.0050%以下である。
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、Tiの含有量を0.005%以上とする。一方、Tiの含有量が0.30%を超えると、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、Tiの含有量は0.005〜0.30%の範囲に限定した。
次いで、本発明の調質高張力鋼板の鋼組織について説明する。本発明の調質高張力厚鋼板においては、板厚方向に厚鋼板表面からt1mm(t1=(厚鋼板板厚t)×0.1)までの領域である厚鋼板表層部と、板厚中央位置から板厚方向に±2mmの領域である厚鋼板中央部が、以下の特徴を有する。
次いで、本発明の調質高張力厚鋼板の製造方法について説明する。本発明の調質高張力厚鋼板は以下の方法で製造されることが好ましい。
Ac3+30≦Ts(℃)≦Ac3+120 (式1)
Vs(℃/min)≧−0.0036×t+0.54 (式2)
Ac3≦Tc(℃)≦Ac3+20 (式3)
Ts−Tc≧30(℃) (式4)
ただし、Ac3=937−476.5C+56Si−19.7Mn+136.3Ti+198.4Alであり(元素記号は、各元素の含有量(質量%)を意味する。)、
Vsは、厚鋼板表面温度(Ts)の5分前の、加熱条件から伝熱計算で算出した厚鋼板表面温度をTs−5としたときに、Vs=(Ts−Ts−5)/5で表され、
tは、前記焼きならし処理を施される厚鋼板の厚みである。
鋼板の組織は、圧延方向に垂直な断面のサンプルを採取し、断面を鏡面まで研磨後、硝酸メタノール溶液で腐食し、鋼板表面から板厚方向にt1mm(t1=(厚鋼板板厚t)×0.1)まで、および板厚中央部から板厚方向に±2mmの範囲を光学顕微鏡により400倍で当該範囲を、画面が連続した複数枚で写真撮影し、写真より当該範囲の相を同定し、各相の面積分率を決定した。主な相の含有量を表3に示した。また、上記で撮影した写真より、フェライト粒数n個、フェライトの面積A(mm2)を求め、厚鋼板表層部、厚鋼板中央部のフェライト相の平均フェライト粒径D(mm)を、下記式5により導出した。測定結果を表3に示した。
D=1/(n/A)−1/2 (式5)
[引張り特性]
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 Z 2241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。測定結果を表3に示した。引張強度(TS)が550MPa以上を良好と評価できる。
[曲げ加工性]
JIS Z2248(2006年)に基づき、鋼材サンプル(幅100mm×長さ300mm×鋼板の元厚のまま;tmm)を用いて、曲げ半径R=板厚(t)の条件で押曲げ法による180度曲げ試験を行った。曲げ試験後のサンプルに裂け傷やその他の欠陥が無ければ、曲げ加工性が良好であるとした。
[母材靭性]
各鋼板の板厚1/2位置の圧延方向と垂直な方向から、JIS Z 2202(1998年)の規定に準拠してVノッチ試験片を採取し、JIS Z 2242(1998年)の規定に準拠して各鋼板について各温度3本のシャルピー衝撃試験を実施し、試験温度0℃での吸収エネルギーを求め、母材靭性を評価した。試験温度−40℃での吸収エネルギー(vE−40と言う場合がある)の3本の平均値が200J以上を母材靭性に優れるものとした。
Claims (3)
- 質量%で、
C:0.04〜0.30%
Si:0.28〜0.50%
Mn:2.0%以下
P:0.020%以下
S:0.006%以下
Al:0.05%以下
N:0.0060%以下
Ti:0.005〜0.30%を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
板厚方向に厚鋼板表面からt1mm(t1=(厚鋼板板厚t)×0.1)までの領域である厚鋼板表層部の平均フェライト粒径が30μm以上であり、板厚中央位置から板厚方向に±2mmの領域である厚鋼板中央部の平均フェライト粒径が15μm以下であり、さらに、前記厚鋼板表層部の平均フェライト粒径が前記厚鋼板中央部の平均フェライト粒径の2.00〜5.00倍であることを特徴とする、調質高張力厚鋼板。 - さらに質量%で、Ca:0.0005〜0.0050%、REM:0.0010〜0.0050%、Mg:0.0010〜0.0050%のうちから選ばれた1種または2種以上を含有することを特徴とする請求項1に記載の、調質高張力厚鋼板。
- 請求項1又は2に記載の成分組成を有する鋼スラブを、1000〜1250℃の温度に加熱し、圧延仕上温度を800℃以上とする熱間圧延を施す熱延工程と、
前記熱延工程後の厚鋼板に、該厚鋼板をフェライト変態が完了するまで冷却し、その後、加熱炉で加熱して焼きならし処理を行う焼ならし工程と、を備え、
前記焼きならし工程では、厚鋼板を加熱炉から取り出すときの、加熱条件から伝熱計算で算出した厚鋼板表面温度(Ts)、板厚方向の厚鋼板中心温度(Tc)が、下記(式1)〜(式4)を満たすことを特徴とする、板厚方向に厚鋼板表面からt1mm(t1=(厚鋼板板厚t)×0.1)までの領域である厚鋼板表層部の平均フェライト粒径が30μm以上であり、板厚中央位置から板厚方向に±2mmの領域である厚鋼板中央部の平均フェライト粒径が15μm以下であり、さらに、前記厚鋼板表層部の平均フェライト粒径が前記厚鋼板中央部の平均フェライト粒径の2.00〜5.00倍である調質高張力厚鋼板の製造方法。
Ac3+30≦Ts(℃)≦Ac3+120 (式1)
Vs(℃/min)≧−0.0036×t+0.54 (式2)
Ac3≦Tc(℃)≦Ac3+20 (式3)
Ts−Tc≧30(℃) (式4)
ただし、Ac3=937−476.5C+56Si−19.7Mn+136.3Ti+198.4Alであり(元素記号は、各元素の含有量(質量%)を意味する。)、
Vsは、厚鋼板の表面温度が前記Tsになる5分前の、加熱条件から伝熱計算で算出した厚鋼板表面温度をTs−5としたときに、Vs=(Ts−Ts−5)/5で表され、
tは、前記焼きならし処理を施される厚鋼板の厚みである。
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