WO2006011257A1 - 音響異方性が小さく溶接性に優れる高張力鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Definitions
- Nb is 0.025% or more, preferably 0.035% or more
- Ti is 0.005% or more, and 0.045% ⁇ ([Nb] + 2 X [Ti]) ⁇ 0 ⁇ 105%
- ⁇ 2 ([Nb] + 2 X [Ti]) x ([C] + [N] X12 / 14) the condition is that the value of A is 0 ⁇ 0022 or more and 0.0055 or less.
- [Nb], [Ti], [C], and [N] mean mass percentages of Nb, Ti, C, and N, respectively).
- the upper limit values of Nb and Ti are each preferably 0.1%.
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Abstract
本発明は、音響異方性が小さく溶接性に優れる引張強さ570MPa級以上の高張力鋼板と、生産性の高い加速冷却−途中停止プロセスを前提とした鋼板の製造方法を提供するもので、この鋼板は、0.055％≦Nb＋２Ti≦0.105％、Ａ＝（Nb＋２Ti）×（Ｃ＋Ｎ×12／14）の値が0.0025～0.0055を満足する範囲とし、ベイナイト30vol％以上、パーライト＋島状マルテンサイトが３vol％未満の鋼組織を有する高張力鋼板である。鋼を1200℃以上に加熱し、1020℃以上での粗圧延の後、920℃超1020℃未満の累積圧下率を15％以下、860～920℃の累積圧下率を20～50％とする圧延に引き続き、冷却速度が２～30℃／secとなる加速冷却を800℃以上から開始し、600～700℃で加速冷却を停止して、その後0.4℃／sec以下で冷却する。
Description
音響異方性が小さ く溶接性に優れる高張力鋼板およびその製造方法
技術分野
本発明は、 音響異方性が小さ く溶接性に優れる引張強さ 570MPa級 以上の高張力鋼板を、 オフライ ンでの熱処理を必要と しない高い生 明
産性のもとに製造する方法に関するものである。 本発明鋼は、 橋梁 、 船舶、 建築構造物、 海洋構造物田、 圧力容器、 ペンス ト ック、 ライ ンパイプなどの溶接構造物の構造部材と して、 厚板、 鋼管ないしは 形鋼の形態で用いられるものである。
背景技術
橋梁、 船舶、 建築構造物、 海洋構造物、 圧力容器、 ペンス ト ック 、 ライ ンパイプなどの溶接構造部材と して用いられる引張強さ 570M Pa級以上の高張力鋼板には、 強度のほか靭性ゃ溶接性が要求され、 近年では特に大入熱での溶接性が要求されるこ と も多く 、 特性向上 の検討は従来からも多数なされている。 鋼板の組成および製造条件 は、 例えば、 特開昭 53— 119219号公報、 特開平 01— 149923号公報な どが開示されている。 これらは鋼板を圧延後、 オフライ ンで再加熱 焼入れし、 さ らに再加熱焼戻し熱処理する製造方法に関するもので ある。 また、 例えば、 特開昭 52— 081014号公報、 特開昭 63— 033521 号公報、 特開平 02— 205627号公報などには、 鋼板の圧延後にオンラ イ ンで焼入れを行う、 いわゆる直接焼入れによる製造に関する技術 が開示されている。 これらは、 再加熱焼入れ、 直接焼入れいずれの 場合にもオフライ ンでの焼戻し熱処理を必要と している。 しかしォ フライ ンでの熱処理工程を要するこ とはどう しても生産性を阻害し
てしま う こ とから、 生産性を高めるには、 焼戻し熱処理も省略して オフライ ンでの熱処理を必要と しないいわゆる非調質の製造方法が 望ましい。
非調質の製造方法に関する技術もいくつか開示されており 、 例え ば、 特開昭 54— 021917号公報、 特開昭 54— 071714号公報、 特開 2001 — 064723号公報、 特開 2001— 064728号公報などがある。 これらは、 鋼板の圧延後の加速冷却を途中で停止する、 加速冷却一途中停止プ ロセスに関するものである。 これは加速冷却によって変態温度以下 まで急冷して焼入れ組織を得ながら、 変態後の比較的温度の高い状 態で水冷を停止するこ とで徐冷過程に移行させ、 この徐冷過程で焼 戻し効果を得て再加熱焼戻しを省略しよ う とするものである。 しか しながらこれらの製造技術は、 いずれも靭性ゃ強度を得るために比 較的低温での制御圧延を必要と していて、 圧延を終了する温度が 80 0°C前後となるので温度待ちの時間を要し生産性が高いとはいえな い。 一方、 特に橋梁、 建築などの用途では溶接部の超音波斜角探傷 試験の精度を影響するために音響異方性が小さいこ とが要求される が、 800 °C程度の温度で圧延を終了する制御圧延では集合組織が形 成されるために鋼板の音響異方性が大き く な り、 こ う した用途には 必ずしも合致しない。
また、 上記特開 2001— 064728号公報では加速冷却—途中停止プロ セスによる引張強さ 570MPa級以上の高張力鋼板の製造技術が開示さ れている。 しかしこの特許では、 Vが途中水冷停止後の徐冷段階で も析出強化に寄与する と されているが、 発明者らの検討では後述す るよ う に Vは途中水冷停止後の徐冷段階での析出速度が Nb、 T iに比 ベて遅く強化にはさほど有効ではないという知見を得ており、 この 成分組成では必ずしも安定的な強度は得られないと考えられる。
また、 特開 2002— 053912号公報には圧延後の水冷も行わない非調
質プロセスが開示されていて、 これは低温での制御圧延を行わない ので音響異方性は大きく ならないのであるが、 そのかわり強度を得 るために Cu、 Ni、 Mnなど合金添加量が多く なつており経済性に問題 力 sある。 発明の開示
そこで、 本発明においては、 音響異方性が小さ く溶接性に優れる 引張強さ 570MPa級以上の高張力鋼板を、 合金添加量が少ない経済的 な成分組成と、 生産性の高い加速冷却一途中停止プロセスを前提と した製造方法によ り得るこ とを課題と した。 対象とする鋼板の板厚 は lOOramまでとする。
高張力鋼の強化手段はいくつかあるが、 Nb、 V、 Ti、 Mo、 Crの炭 化物あるいは窒化物などの析出強化を利用する方法は、 比較的少な い合金成分での強化が可能である。 その際、 大きな析出強化量を得 るためには素地と整合性のある析出物を形成させるこ とが重要とな る。
加速冷却一途中停止プロセスでは、 圧延中の段階では鋼組織はォ ーステナイ トであり、 圧延終了後の加速冷却によって変態し、 べィ ナイ トゃフェライ ト等のフ ライ ト素地の組織になる。 圧延中にォ ーステナイ ト中で析出した析出物は、 変態後にはフェライ ト素地と の整合性を失って強化効果は小さ く なる。 また、 圧延の早い段階で 析出した析出物は粗大化して靭性を低下させる要因と もなる。 した がって、 圧延中には析出物の析出は抑制し、 水冷停止後の徐冷中の 段階でペイナイ トまたはフェライ ト組織中にできるだけ析出させる こ とが重要である。 水冷後に再加熱して焼戻し熱処理を行う プロセ スであれば、 析出のための温度と時間を十分にとるこ とができるの で、 大きな析出強化を容易に得やすい。 これに対して再加熱焼戻し
を行わない加速冷却一途中停止プロセスの場合は水冷停止後の徐冷 中に析出を期待するのであるが、 焼入れ組織を得るために水冷停止 温度はある程度低温にせざるを得ないので、 析出のための温度、 時 間と もに制約され、 析出強化には一般に不利である。 こ う したこ と から前述のよ う に非調質プロセスは生産性が高い反面、 調質プロセ スと同じ強度を得るには合金元素を多く必要とするか、 低温での制 御圧延を行わざるを得なかった。
そこで、 本発明者らは、 生産性の高い加速冷却一途中停止プロセ スを前提と しながら、 合金元素を多量に添加するこ とや低温での制 御圧延によるこ となく高強度を得るために、 特に析出強化を最大限 生かす方法について鋭意検討を重ねた。
まず、 水冷停止後徐冷過程における析出挙動を明らかにするため 、 べィナイ トまたはフェライ ト組織中での各合金元素の炭化物、 窒 化物、 炭窒化物の析出速度および析出強化量と、 温度および保持時 間との関係について詳細に検討した。 その結果、 ペイナイ トまたは フェライ ト組織ないしはそれらの混合組織中では Nb炭窒化物、 T i炭 化物の析出速度が Vなど他の元素に比べて速く 、 かつこれらは素地 と整合な析出物となるために強化量が大きい。 特に 600°C〜 700°Cの 温度域での析出速度が速く 、 強化量が大きい。 さ らに Nbと Ti、 ある いは Nbと Tiと Moとを併用して複合析出させた場合には相乗効果によ つて短時間の保持でも素地と整合な析出物が微細分散し大きな析出 強化を得るこ とができる。
しかしながら、 Nb、 Tiの添加量が多すぎる と、 生成する析出物が 粗大になる傾向があり、 析出物の個数はかえつて少なく なるために 、 析出強化量が低下する。 Nb、 Tiの炭化物、 窒化物および炭窒化物 のオーステナイ ト中およびフェライ ト中での析出速度や析出物の形 態は Nb、 Ti添加量と C、 N量によって大き く影響を受ける。 発明者
らは種々の実験および解析によ り、 Nb、 Tiの炭化物、 窒化物および 炭窒化物の析出速度、 析出形態は、 パラメータ A = ( [ Nb] + 2 X [ T i ] ) X ( [ C ] + [ N ] X 12/ 14) でよ く整理され、 この値が 一定範囲内にするこ とで圧延中の析出を抑制しながら水冷途中停止 後の徐冷中の析出を十分に得るこ とができる という知見を得た。 す なわち Nb、 Ti添加量が多いほど C、 Nの添加量を少なくする必要が あるこ とになる。 Aの値が小さすぎる と フェライ ト中の析出速度が 遅く なり、 十分な析出強化が得られない。 逆に Aの値が大きすぎる とオーステナイ ト中の炭化物、 窒化物および炭窒化物の析出速度が 早く なりすぎて析出物が粗大化し、 加速冷却停止後の徐冷中の整合 析出量も不足するためやはり析出強化量が低下する。 また S iも炭化 物の生成速度に影響するため、 一定の範囲の添加量とする必要があ る。
これらの析出強化効果には組織の影響も大きい。 ペイナイ ト組織 は、 フェライ トに比べ転位密度など加工組織を維持しやすい。 微細 整合析出を促進させるには加工組織に含まれる転位や変形帯などの 析出サイ 卜が十分に存在するこ とが非常に有効に作用する。 発明者 らの検討によれば十分な強化を得るにはべイナィ ト単相か、 ベイナ ィ トの体積率 30 %以上のペイナイ ト とフェライ 卜の混合組織とする こ とが必要である。 またパーライ トゃ島状マルテンサイ トなどは相 界面へ析出して強化効果が小さ く なり、 靭性なども低下させるため パーライ トおよび島状マルテンサイ 卜の体積率の和を 3 %以下とす るこ とが必要である。
本発明者らは、 更に、 最大限の析出強化効果を得るための具体的 な製造条件について検討を行い、 以下の知見を得た。
圧延段階での Nb、 Tiの析出は圧延歪によって促進されるので、 ォ ーステナイ 卜の高温域での圧延条件、 いわゆる粗圧延の条件が最終
的な析出強化効果に大き く影響する。 具体的には、 粗圧延は 1020°C 以上の温度域で完了し、 1020°C〜 920°Cの温度域では極力圧延をし ないこ とが圧延中の析出を抑制するための要件である。 しかしなが ら、 すべての圧延を 1020°C以上の温度域で完了してしま う と、 回復 、 再結晶によって加速冷却一途中停止後には加工組織はほとんど残 らないため、 転位や変形帯などの析出サイ トが十分に存在せず、 十 分な析出強化は得られない。 したがって、 未再結晶温度域での必要 十分な圧延を行い、 圧延後すみやかに加速冷却を行う こ とが必須条 件となる。 具体的には 920°C〜860°Cの範囲での累積圧下率 20%〜50 %の比較的軽度な圧延を行う。 この条件であれば不必要な Nb、 Tiの 析出は抑制しつつ、 水冷停止後も適度な析出サイ トを残存させるこ とが可能である。 またこの条件であれば強い集合組織を形成するこ とはないので、 音響異方性も大き く ならない。
加速冷却一途中停止プロセスの水冷停止温度は、 Nb、 Tiの析出に 有利なよ う に板厚中心部の温度で 600°C〜700°Cとするが、 この停止 温度でもべイナィ トの体積率が 30%以上の鋼組織を得るためには、 鋼の成分組成を後述する特定範囲に限定する と と もに、 加速冷却に おいては 2 °C sec以上、 30°CZsec以下の冷却速度が必要である。 また、 Nb、 Tiを固溶させるために鋼片または铸片を高温加熱するこ とは必須であり、 1200°C以上の加熱温度が必要である。
ここで得られた知見は、 Nb、 Tiの炭化物あるいは炭窒化物の析出 を、 高温域を含む圧延中、 加速冷却中および冷却停止後の徐冷過程 に至るまでオンライ ンで制御する新しい考え方であり、 従来の調質 プロセス並以上の析出強化が、 オフライ ン熱処理を必要と しない加 速冷却一途中停止プロセスで実現できる。
また、 この製造プロセスによれば鋼材組成の溶接割れ感受性指数 Pcm (Pcm= [ C ] + [Si] 30+ [Mn] /20+ [Cu] /20+ [Ni]
/60+ [Cr] /20+ [Mo] /15+ [V ] /10+ 5 [ B ] ： [ C ] 、
[Si] 、 [Mn] 、 [Cu] 、 [Ni] 、 [Cr] 、 [Mo] 、 [V] 、 [ B ] はそれぞれ C、 Si、 Mn、 Cu、 Ni、 Cr、 Mo、 V、 Bの質量％を意味 する） を低く抑えるこ とができ、 大入熱でも溶接熱影響部靭性の高 い、 溶接性に優れる鋼材を提供できる。
本発明の要旨とする と ころは次のとおり である。
( 1 ) 質量％で、 C : 0.03%以上、 0.07%以下、
Si ： 0.1~0.6%、
Mn ： 0.8〜2.0%、
A1 : 0.003%以上、 0.1%以下、
Nb ： 0.025〜0.1%、
Ti ： 0.005〜0.1%、
[Nb] + 2 X [Ti] ： 0, 045〜0.105%
N ： 0.0025%超、 0.008%以下、 を含有し、 更に、 Nb， Ti, C， Nを下記 （ 1 ) 式の Aで表される値 Aが、 0.0022以上、 0.0055以下となる関係を満足する範囲で含有し 、 残部 Feおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有し、 かつ鋼組織 がべイナィ 卜の体積率が 30%以上、 パーライ トおよび島状マルテン サイ 卜の体積率の和が 5 %未満であるこ とを特徴とする音響異方性 が小さ く溶接性に優れる引張強さ 570MPa以上の高張力鋼板。
A = ( [Nb] + 2 X [Ti] ) X ( [C ] + [N] X 12/14) ··· ( 1 ) 式 ここで、 〔Nb〕 、 [Ti] 、 〔C〕 、 〔N〕 はそれぞれ Nb, Ti, C， Nの質量％を意味する。
( 2 ) 前記鋼板において、 更に、 質量％で、
Mo ： 0.05%以上、 0.3%以下、
Cu ： 0.1%以上、 0.8%以下、
Ni ： 0.1%以上、 1 %以下、
Cr ： 0.1%以上、 0.8%以下、
V ： 0.01%以上、 0.03%以下、
W ： 0.1%以上、 3 %以下、
B ： 0.0005%以上、 0.005%以下、
Mg ： 0.0005%以上、 0.01%以下、
Ca ： 0.0005%以上、 0.01%以下、 の 1種または 2種以上を含有するこ とを特徴とする （ 1 ) 記載の音 響異方性が小さ く溶接性に優れる引張強さ 570MPa以上の高張力鋼板
( 3 ) ( 1 ) または （ 2 ) 記載の成分組成を有する鋼片または铸片 を、 1200°C以上、 1300°C以下に加熱し、 1020°C以上の温度範囲で粗 圧延後、 1020°C未満、 920°C超の温度範囲での累積圧下率 15%以下 、 920°C以下、 860°C以上の温度範囲での累積圧下率 20%以上とする 熱間圧延後、 2 °CZsec以上、 30°CZsec以下の冷却速度で加速冷却 を 800°C以上の温度から開始し、 板厚中心部温度が 700°C以下、 600 °C以上で前記加速冷却を停止し、 その後、 0.4°CZsec以下の冷却速 度で冷却するこ とを特徴とする音響異方性が小さ く溶接性に優れる 引張強さ 570MPa以上の高張力鋼板。 発明を実施するための最良の実施形態
以下に、 本発明における各成分および製造方法の限定理由を説明 する。 '
Cは、 Nb、 Tiとの炭化物、 炭窒化物を形成し本発明鋼の強化機構 の主要素となる重要な元素である。 C量が不足である と加速冷却停 止後の徐冷中の析出量が不足して強度が得られない。 逆に過剰であ つても圧延中のオーステナイ ト域における析出速度が速く なり、 結 果的に加速冷却停止後の徐冷中の整合析出量が不足して強度が得ら
れない。 そのため C量は 0.03%以上、 0.07%以下の範囲に限定する
Siは、 製鋼上脱酸元素と して必要な元素である と と もに、 炭化物 の析出速度にも影響する。 Siを適量添加するこ とで圧延中のオース テナイ ト域における炭化物析出を抑える効果がある。 この目的のた めには Siは 0.1%以上、 望ま しく は 0.3%以上添加する。 しかし 0.6 %を越えて添加する と析出速度が遅く なりすぎ、 また溶接熱影響部 の靭性を低下させる場合があるので、 0.6%を上限とする。
Mnは、 焼入性を高めべィナイ ト単相か、 べィナイ ト分率 30%以上 のべイナィ ト とフェライ 卜の混合組織を得るために必要な元素であ る。 この目的のためには 0.8%以上は必要であるが、 2.0%を超えて 添加する と母材靭性の低下をもたらす場合があるので、 上限を 2.0 %とする。
A1は、 通常脱酸元素と して添加される範囲の 0.003%以上、 0.1% 以下とする。
Nbおよび Tiは、 NbC、 Nb (CN) 、 TiC、 TiN、 Ti (CN) 、 あるいは これらの複合析出物と、 さ らにこれらと Moとの複合析出物を形成し 本発明鋼の強化機構の主要素となる重要な元素である。 加速冷却一 途中停止プロセスにおいて十分な複合析出物を得るためには析出速 度を考慮した適切な添加が必要である。 すなわち、 Nbが 0.025%以 上、 望ま しく は 0.035%以上であり、 Tiが 0.005%以上であり、 かつ 0.045%≤ ( [Nb] + 2 X [Ti] ) ≤0· 105%であって、 さ らに Α二 ( [Nb] + 2 X [Ti] ) x ( [C] + [N] X12/14) とする とき に Aの値が 0· 0022以上、 0.0055以下であるこ とが条件となる （ここ で [Nb] 、 [Ti] 、 [ C ] 、 [N] はそれぞれ Nb、 Ti、 C、 Nの質 量％を意味する） 。 なお、 Nb、 Tiの上限値はそれぞれ 0.1%とする こ とが好ま しい。
Moは、 焼入性を向上させ、 かつ Nb、 Tiとの複合析出物を形成して 強化に大き く寄与するので 0. 05 %以上添加する。 しかし過剰に添加 する と溶接熱影響部靭性を阻害するため添加は 0. 3 %以下とする。
Nは、 T iと結びついて TiNを形成する。 TiNは微細に分散している 場合にはピニング効果によって溶接熱影響部組織の粗大化を抑えて 溶接熱影響部靭性を向上させるが、 Nが不足である と TiNは粗大に なってピニング効果が得られない。 T iNを微細に分散させるために Nは 0. 0025 %超、 望ましく は 0. 004 %超の添加とする。 また Nを過 剰に含有する とかえって母材の靭性を低下させる場合があるため上 限は 0. 008%とする。
Cuは、 強化元素と して添加する場合、 その効果を発揮するには 0. 1 %以上を必要とするが、 0. 8%を超えて添加しても添加量の割には その効果は大き く なく 、 過剰に添加する と溶接熱影響部靭性を阻害 する場合があるので、 0. 8%以下とする。
Niは、 母材靭性を高めるために添加する場合は 0. 1 %以上を必要 とするが、 過剰に添加する と溶接性を阻害する場合があり、 高価な 元素でもあるので添加の上限は 1 %とする。
Crは、 Mnと同様に焼入れ性を高め、 ペイナイ ト組織を得やすくす る効果がある。 その目的のためには 0. 1 %以上添加するが、 過剰に 添加すると溶接熱影響部靭性を阻害するので、 上限を 0. 8%とする
Vは、 Nb、 Tiに比べ強化効果は少ないがある程度の析出強化と焼 入性を高める効果がある。 この効果を得るには 0. 01 %以上の添加が 必要であるが、 過剰に添加する と溶接熱影響部靭性の低下をもたら すので添加する場合でも 0. 03%未満とする。
Bは、 焼入性を高め、 強度を得るために添加する場合には 0. 0005 %以上の添加を必要とするが、 0. 005%を超えて添加してもその効
果は変わらないので、 添加量は 0. 0005 %以上、 0. 005 %以下とする
Mgおよび Caの 1種または 2種を添加することによ り、 硫化物や酸 化物を形成して母材靭性および溶接熱影響部靭性を高めることがで きる。 この効果を得るためには Mgあるいは Caはそれぞれ 0. 0005 %以 上の添加が必要である。 しかし 0. 01 %を超えて過剰に添加すると粗 大な硫化物や酸化物が生成するためかえつて靭性を低下させること がある。 したがって添加量をそれぞれ 0. 0005 %以上、 0. 01 %以下と する。
上記の成分の他に不可避不純物と して、 P、 Sは、 母材靭性を低 下させる有害な元素であるので、 その量は少ないほうが良い。 望ま しく は、 Pは 0. 02 %以下、 Sは 0. 02 %以下とする。
次に製造方法について述べる。
Nb、 T iを十分に固溶させるために、 圧延時の鋼片または铸片の加 熱温度は 1200°C以上とする必要がある。 しかし、 1300°Cを超える加 熱温度と しても固溶させる効果はあま りかわらず、 エネルギーコス トが高く なるので、 圧延時の鋼片または铸片の加熱温度は 1200°C以 上、 1300°C以下とする。
圧延は、 できるだけ圧延中の Nb、 T iの析出を抑制するため、 1020 °C以上の温度範囲での適当な圧下率での粗圧延の後、 1020°C未満、 920°C超の範囲での圧延は累積圧下率 15 %以下とする。 さ らに析出 サイ ト と して必要十分な加工組織を得るために、 920°C以下、 860°C 以上の範囲で累積圧下率 20 %以上 50 %以下の圧延を行う。 この圧延 条件であれば集合組織の形成が抑制されるので音響異方性が大きく ならない。
加工組織の回復、 加工後の析出を抑制するため、 圧延終了後すみ やかに加速冷却を行う。 冷却は 800°C以上から、 板厚中心部におけ
る冷却速度が 2 °CZsec以上、 SiTCZsec以下となる条件で水冷を行 う。 べィナイ 卜の体積率を 30%以上とするために 2 CZsec以上の 冷却速度が必要であり、 かつパ一ライ トおよび島状マルテンサイ ト の体積率の和が 3 %未満とするため冷却速度を SCTCZsec以下とす る。 板厚中心部温度が 700°C以下、 600°C以上となるよ う に水冷を途 中停止し、 その後放冷等によ り冷却速度を O. CZsec以下とする。 この目的は Nb、 Tiおよびこれらの複合析出、 さ らに Moとの複合析出 に十分な温度、 時間を確保するこ とにある。 水冷停止温度が高温す ぎる とべイナィ ト組織が得にく く 、 低温では析出が遅く なつて十分 な強化が得られない。
本発明鋼は、 橋梁、 船舶、 建築構造物、 海洋構造物、 圧力容器、 ペンス ト ック、 ライ ンパイ プなどの溶接構造物の構造部材と して、 厚板、 鋼管ないしは形鋼の形態で用いられるものである。 実施例
表 1 に示す成分組成の鋼を溶製して得られた鋼片を、 表 2、 表 3 に示す製造条件にて 20〜： LOOmm厚さの鋼板と した。 これらのう ち 1 一 A〜 14— Nは本発明鋼であり、 15— O〜 43— Aは比較例である。 表中、 下線で示す数字は成分または製造条件が特許範囲を逸脱して いる力 、 あるいは特性が下記の目標値を満足していないものである これらの鋼板についての引張強さ と溶接熱影響部靭性および音響 異方性の測定結果を表 2に示す。 引張強さは、 JIS Z2201に規定の 1 0号丸棒引張試験片を採取し、 JIS Z2241に規定の方法で測定した。 母材靭性は、 圧延方向に直角な方向の板厚中心部から JIS Z2202に 規定の衝撃試験片を採取し、 JIS Z2242に規定の方法で破面遷移温 度 （vTrs) を求めて評価した。 溶接熱影響部靭性は、 入熱量 20kJZ
mmのサブマージアーク溶接に相当する熱サイ クルを与えた JIS Z220 2に規定の衝撃試験片の— 20°Cでの吸収エネルギー （vE_2Q) にて評 価した。 板厚 32mm以下の鋼材は元厚ままの鋼材、 板厚 32mm超の鋼材 は 32mmに減厚した鋼板を用意して、 レ型開先の突合せ部に入熱量 20 kjZmmの大入熱サブマージアーク溶接を行い、 ノ ッチ底が溶融線 （ フュージョ ン · ライ ン） に沿う よ うに JIS Z2202に規定の衝撃試験 片を採取して、 — 20°Cでの吸収エネルギー （vE- 2 Q) にて評価した 。 音響異方性は、 日本非破壊検查協会規格 NDIS2413— 86に従って、 音速比が 1.02以下であれば音響異方性が小さいものと評価した。 各 特性の目標値はそれぞれ降伏強さ力 S450MPa、 引張強さが 570MPa以上 、 vTrsが— 20°C以下、 vE_2。が 70 J 以上、 音速比が 1.02以下と した 実施例 1 — A〜14— Nは、 いずれも降伏強さ力 S450MPa超、 引張強 さが 570MPa超であり、 溶接熱影響部靭性 vE_2。が 200 J 超であり、 か つ音速比が 1.02以下と音響異方性が小さい。
これに対して比較例 15— Oは Cが低いため、 比較例 16— Pは Cが 高いため、 比較例 17— Qは Siが低いため、 比較例 19— Sは Mnが低い ため、 比較例 21— Uは Moが低いため、 比較例 23— Wは Nbが低いため 、 比較例 25— Yは Tiが低いため、 比較例 27— AAは上記パラメータ A の値 （A = ( [Nb] + 2 x [Ti] ) x ( [ C ] + [N] X12/14) ) が 0.0025に満たないため、 比較例 37— Aは加熱温度が低いため、 比較例 40— Aは 920°C以下 860°C以上の範囲での累積圧下率が高いた め、 比較例 41— Aは板厚中心冷却速度が小さいため、 比較例 42— A は加速冷却の停止温度が高いため、 比較例 43— Aは加速冷却の停止 温度が低いためそれぞれ引張強さが 570MPaに満たない。
比較例 18— Rは Siが高いため、 比較例 22— Vは Moが高いため、 比 較例 24— Xは Nbが高く Nb+ 2 Tiが 0.105%を超えているため、 比較
例 26— Zは T iが高く Nb + 2 T iが 0. 105 %を超えているため、 比較例 2 9— ACは Nが低いため、 比較例 31— AEは Vが高いため、 比較例 32— A Fは Cuが高いため、 比較例 33— AGは N iが高いため、 比較例 34— AHは C rが高いため、 比較例 35— A Iは Mgが高いため、 比較例 36— AJは Caが 高いためそれぞれ溶接熱影響部靭性が低い。
比較例 20— Tは Mnが高いため、 比較例 28— ABはパラメータ Aの値 が 0. 005を超えているため、 比較例 30— ADは Nが高いためそれぞれ 母材靭性が低い。
比較例 38— Aは 1020°C未満、 920°C超の範囲での累積圧下率が高 いため、 比較例 39— Aは 920°C以下 860°C以上の範囲での累積圧下率 が低いためそれぞれ引張強さが低く 、 溶接熱影響部靭性も低い。 比較例 39— Aは 920°C以下 860°C以上の範囲での累積圧下率が高い ため引張強さが低く 、 音響異方性も大きい。
表 3
産業上の利用可能性
本発明によれば、 音響異方性が小さ く溶接性に優れる板厚 100mm までの引張強さ 570MPa級以上の高張力鋼板を、 合金添加量が少ない 経済的な成分系と生産性の高い非調質の製造方法によ り得るこ とが でき、 この工業界への効果は極めて大きい。
Claims
1 . 質量％で、 C : 0.03%以上、 0.07%以下、
Si ： 0.1~0.6%、
Mn： 0.8〜2.0%、
A1 : 0.003%以上、 0.1%以下、
請
Nb： 0.025~0.1%、
Ti ： 0.005〜0.1%、
[Nb] + 2 X [Ti] ： 0.045〜0.105%
N ： 0.0025%超、 0矿.008%以下、 を含有し、 更に、 Nb， Ti, C , Νを下記 囲（ 1 ) 式の Αで表される値 Aが、 0.0022以上、 0.0055以下となる関係を満足する範囲で含有し 、 残部 Feおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有し、 かつ鋼組織 がべイナィ 卜の体積率が 30%以上、 パーライ トおよび島状マルテン サイ 卜の体積率の和が 5 %未満であることを特徴とする音響異方性 が小さく溶接性に優れる引張強さ 570MPa以上の高張力鋼板。
A = ( [Nb] + 2 X [Ti] ) X ( [C ] + [N] x 12/14) ··■ ( 1 ) 式 こ こで、 〔Nb〕 、 〔Ti〕 、 〔C〕 、 〔N〕 はそれぞれ Nb， Ti, C， Nの質量％を意味する。
おレ 、て 、 更に、 貧量％で、
Mo： 0. 05%以上、 0.3%以下、
Cu： 0. 1%以上、 0.8%以下、
Ni ： 0. 1%以上、 1 %以下、
Cr： 0. 1%以上、 0.8%以下、
V ： 0. 01%以上、 0.03%以下、
W ： 0. 1%以上、 3 %以下、
B ： 0. 0005%以上、 0.005%以下、
Mg： 0.0005%以上、 0.01%以下、
Ca： 0.0005%以上、 0.01%以下、 の 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記載の 音響異方性が小さく溶接性に優れる引張強さ 570MPa以上の高張力鋼 板。
3. 請求項 1 または 2記載の成分組成を有する鋼片または铸片を 、 1200°C以上、 1300°C以下に加熱し、 1020°C以上の温度範囲で粗圧 延後、 1020°C未満、 920°C超の温度範囲での累積圧下率 15%以下、 9 20°C以下、 860°C以上の温度範囲での累積圧下率 20%以上とする熱 間圧延後、 Z ^Zsec以上、 SiTCZsec以下の冷却速度で加速冷却を 800°C以上の温度から開始し、 板厚中心部温度が 700°C以下、 600°C 以上で前記加速冷却を停止し、 その後、 0.4°CZsec以下の冷却速度 で冷却することを特徴とする音響異方性が小さく溶接性に優れる引 張強さ 570MPa以上の高張力鋼板。
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| KR101758484B1 (ko) * | 2015-12-15 | 2017-07-17 | 주식회사 포스코 | 저온 변형시효 충격특성 및 용접 열영향부 충격특성이 우수한 고강도 강재 및 이의 제조방법 |
| CN110475894B (zh) * | 2017-03-30 | 2022-03-22 | 杰富意钢铁株式会社 | 耐酸性管线管用高强度钢板及其制造方法和使用耐酸性管线管用高强度钢板的高强度钢管 |
| MX2019012110A (es) * | 2017-04-28 | 2019-11-28 | Nippon Steel Corp | Lamina de acero de alta resistencia y metodo de produccion de la misma. |
| AU2019340624B2 (en) * | 2018-09-12 | 2021-11-11 | Jfe Steel Corporation | Steel material and method of producing same |
Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH01301819A (ja) * | 1988-05-30 | 1989-12-06 | Nippon Steel Corp | 音響異方性の少ない低降伏比非調質鋼の製造方法 |
| JP2000219934A (ja) * | 1999-02-01 | 2000-08-08 | Kobe Steel Ltd | 溶接性の優れた非調質型低降伏比高張力鋼板 |
| JP2000256737A (ja) * | 1999-03-05 | 2000-09-19 | Nkk Corp | 低降伏比高張力厚鋼材の製造方法 |
| JP2002053912A (ja) * | 2000-08-01 | 2002-02-19 | Kobe Steel Ltd | 音響異方性が小さく溶接性に優れた非調質型低降伏比高張力鋼板の製造方法 |
| JP2003160833A (ja) * | 2001-11-22 | 2003-06-06 | Kobe Steel Ltd | 高靭性高張力非調質厚鋼板およびその製造方法 |
Family Cites Families (4)
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|---|---|---|---|---|
| JP4294854B2 (ja) * | 1997-07-28 | 2009-07-15 | エクソンモービル アップストリーム リサーチ カンパニー | 優れた超低温靭性を有する超高強度、溶接性鋼 |
| JP3718348B2 (ja) * | 1998-07-31 | 2005-11-24 | 新日本製鐵株式会社 | 高強度高靱性圧延形鋼とその製造方法 |
| CN1078254C (zh) * | 1999-06-16 | 2002-01-23 | 冶金工业部钢铁研究总院 | 一种超细组织微合金钢控制轧制方法 |
| US6364968B1 (en) * | 2000-06-02 | 2002-04-02 | Kawasaki Steel Corporation | High-strength hot-rolled steel sheet having excellent stretch flangeability, and method of producing the same |
-
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Patent Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH01301819A (ja) * | 1988-05-30 | 1989-12-06 | Nippon Steel Corp | 音響異方性の少ない低降伏比非調質鋼の製造方法 |
| JP2000219934A (ja) * | 1999-02-01 | 2000-08-08 | Kobe Steel Ltd | 溶接性の優れた非調質型低降伏比高張力鋼板 |
| JP2000256737A (ja) * | 1999-03-05 | 2000-09-19 | Nkk Corp | 低降伏比高張力厚鋼材の製造方法 |
| JP2002053912A (ja) * | 2000-08-01 | 2002-02-19 | Kobe Steel Ltd | 音響異方性が小さく溶接性に優れた非調質型低降伏比高張力鋼板の製造方法 |
| JP2003160833A (ja) * | 2001-11-22 | 2003-06-06 | Kobe Steel Ltd | 高靭性高張力非調質厚鋼板およびその製造方法 |
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