JP2013108168A - 溶接性および耐遅れ破壊特性に優れた引張強さ780MPa以上の高張力鋼板の製造方法 - Google Patents
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Abstract
【解決手段】質量%で、C:0.03〜0.20%、Si:0.01〜0.5%、Mn:0.5〜2%、P:0.03%以下、S:0.003%以下、Al:0.005〜0.1%、N:0.0005〜0.008%を含有し、溶接割れ感受性指数Pcmが0.24%以下であり、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼をAc3変態点以上に加熱し、未再結晶温度域での累積圧下率を70%以下とする熱間圧延を行い、Ar3変態点以上で熱間圧延を終了し、引き続きAr3変態点以上から10℃/s以上の冷却速度で250℃以下の温度まで冷却後、1℃/s以上の平均昇温速度で再加熱し、最高到達温度を100〜400℃の範囲とする焼戻し処理を行うことを特徴とする溶接性および耐遅れ破壊特性に優れた引張強さ780MPa以上の高張力鋼板の製造方法。
【選択図】なし
Description
はじめに、本発明の鋼の成分組成を規定した理由を説明する。なお、成分%は、すべて質量%を意味する。
Cは、構造用鋼に求められる強度を得るために必要不可欠な元素であるが、0.03%未満の添加では、十分な強度が得られず、合金元素の大量添加が必要になり溶接性が低下する。0.20%を超える添加では、溶接熱影響部のマルテンサイトの生成量が多くなり靭性を低下させるため、C量は0.03〜0.20%の範囲とする。好ましくは0.12〜0.18%の範囲である。より好ましくは0.12〜0.17%の範囲である。
Siは脱酸のために添加するが、0.01%未満の添加では脱酸効果が十分でなく、0.5%を超えて添加すると母材および溶接熱影響部の靭性が顕著に低下するとともに溶接性が著しく低下するため、Si量は0.01%〜0.5%の範囲とする。好ましくは0.05〜0.4%の範囲である。
Mnは母材強度を確保する観点から添加するが、0.5%未満の添加ではその効果が十分でなく、2%を超えて添加すると、過剰に焼入性を高め、溶接熱影響部の靭性を著しく低下させることから、Mn量は0.5〜2%の範囲とする。好ましくは0.6〜1.6%の範囲である。より好ましくは0.6〜1.5%の範囲である。
Pは、0.03%を超えて含有すると、母材および溶接熱影響部の靭性を著しく低下させるため、P量は0.03%以下とする。好ましくは0.02%以下である。
Sは、0.003%を超えて含有すると、母材および溶接熱影響部の靭性を顕著に低下させるため、S量は0.003%以下とする。好ましくは0.002%以下である。
Alは溶鋼を十分に脱酸するために添加されるが、0.005%未満の添加では脱酸効果が十分でなく、0.1%を超えて添加すると母材中に固溶するAl量が多くなり、母材靭性を低下させるので、Al量は0.005〜0.1%の範囲とする。好ましくは0.01〜0.06%の範囲である。より好ましくは0.01〜0.04%の範囲である。
Nは、Tiなどと窒化物を形成することによって組織を微細化し、母材および溶接熱影響部の靭性を向上させる効果を有するために添加する。しかし、0.0005%未満の添加では組織微細化の効果が十分ではなく、一方、0.008%を超えて添加すると、母材中に固溶するN量が増大し、母材靭性が著しく低下し、さらに溶接熱影響部においても粗大な炭窒化物を形成し靭性を低下させるので、N量は0.0005%〜0.008%の範囲とする。好ましくは0.0010〜0.006%の範囲である。より好ましくは0.0010〜0.005%の範囲である。
溶接割れ感受性指数Pcm値は、溶接時の予熱温度を低減し、施工しやすい鋼材とするために、0.24%以下とする。好ましくは0.15〜0.24%の範囲であり、より好ましくは、0.18〜0.24%の範囲である。
ここで、Pcmは、下記式(1)により求める。
Moは、母材の高強度化に有効な元素であるが、0.01%未満ではその効果が十分でなく、1%を超えて添加すると合金炭化物の析出による硬度の上昇を引き起こし、靭性を低下させるので、Moを添加する場合は、Mo量は0.01〜1%の範囲とすることが好ましい。より好ましくは0.1〜0.8%の範囲である。
Nbは鋼の強化に有効な元素であるが、0.001%未満ではその効果が十分でなく、0.1%を超える添加は母材の靭性を著しく低下させるので、Nbを添加する場合は、Nb量は0.001〜0.1%の範囲とすることが好ましい。より好ましくは0.01〜0.05%の範囲である。
Vは母材の強度・靭性の向上に効果があり、また、VNとして析出することで固溶Nの低下に有効であるが、0.001%未満ではその効果が十分でなく、0.5%を超えて添加すると硬質なVCの析出により靭性が低下するので、Vを添加する場合は、V量は0.001〜0.5%の範囲とすることが好ましい。より好ましくは0.01〜0.1%の範囲である。
Tiは圧延加熱時あるいは溶接時にTiNを生成し、オーステナイトの粗大化を効果的に抑制し、母材および溶接熱影響部の靭性を向上させるが、0.001%未満ではその効果が十分でなく、0.03%を超えて添加すると、Ti窒化物が粗大化し母材および溶接熱影響部の靭性を低下させるので、Tiを添加する場合は、Ti量は0.001〜0.03%の範囲とすることが好ましい。より好ましくは0.005〜0.02%の範囲である。
Cuは低温靭性を損なうことなく鋼の強度の向上が図れるが、2%を超えて添加すると、熱間圧延時に鋼板表面に割れを生じるので、Cuを添加する場合は、Cu量は2%以下とすることが好ましい。より好ましくは1%以下である。
Niは、鋼の強度および溶接熱影響部の靭性を向上させる有益な元素であるが、4%を超えて添加すると、効果が飽和し経済性が劣るため、Niを添加する場合は、Ni量は4%以下とすることが好ましい。より好ましくは2%以下である。
Crは、強度および靭性の向上に有効な元素であるが、2%を超えて添加すると、溶接性が低下するので、Crを添加する場合は、Cr量は2%以下とすることが好ましい。より好ましくは0.1〜1%の範囲である。
Wは強度を向上する作用を有している元素であるが、2%を超えて添加すると、溶接性が低下するので、Wを添加する場合は、W量は2%以下とすることが好ましい。より好ましくは、0.05〜2%の範囲である。
Bは、オーステナイト粒界に偏析することで粒界からのフェライト変態を抑制し、焼入性を高める効果を有するが、この効果を十分に発揮させるためには0.0003%以上添加することが好ましいが、0.003%を超えて添加すると、炭窒化物として析出し焼入性を低下させ、靭性が低下するので、Bを添加する場合は、B量は0.0003〜0.003%の範囲とするのが好ましい。より好ましくは0.0005〜0.002%の範囲である。
Caは硫化物系介在物の形態制御に有用な元素である。しかし0.01%を超えて添加すると、清浄度の低下を招くので、Caを添加する場合は、Ca量は0.01%以下とするのが好ましい。より好ましくは0.0005〜0.0025%の範囲である。
REMもCaと同様に鋼中で酸化物および硫化物を形成して材質を改善する効果があるが、0.02%を超えて添加しても、その効果が飽和するため、REMを添加する場合は、REM量は0.02%以下とするのが好ましい。より好ましくは0.0005〜0.005%の範囲である。
本発明における金属組織の限定理由について説明する。
なお、マルテンサイトのラス界面に生成した炭化物の円相当径と炭化物被覆率の測定方法については、ナイタールでエッチングした後に、走査型電子顕微鏡で組織写真を10視野以上撮影し、その写真を用いて求める。炭化物の円相当径は、例えば50個以上のラスの界面に生成した炭化物の大きさを画像解析により解析し、円相当径に換算する。また、炭化物被覆率は、50個以上のラス界面に生成した炭化物のラス界面に沿った長さ(Lcarbide)と、ラスの界面長さ(Llath)を画像解析により計測し、炭化物のラス界面に沿った長さの総和を、ラス界面長さの総和で除し、100を掛けた数値とする。
以下に本発明の製造方法について説明する。
上述した組成を有する鋼片を、加熱炉でAc3変態点以上に加熱する。加熱炉への鋼片の装入方法としては、鋳片をAr3変態点以下に冷却することなく加熱炉に装入する熱片装入法や、一度冷却した鋳片を加熱炉に装入し、Ac3変態点以上に再加熱する冷片装入法があるが、本発明ではいずれの方法も用いることができる。
熱間圧延終了後、母材強度および靭性を確保するため、Ar3変態点以上の温度から10℃/s以上の冷却速度で250℃以下の温度まで強制冷却を行う。
焼戻しは、圧延機および直接冷却もしくは加速冷却装置と同一の製造ライン上に直結して設置された加熱装置を用いて行うのが良い。これは、直結化により、圧延・冷却処理から焼戻し処理までに要する時間を短くすることが可能となり、生産性の向上、熱エネルギーの低減効果がもたらされるためである。
耐遅れ破壊安全度指数(%)=100×(X1/X0)
ここで、X0:実質的に拡散性水素を含まない試験片の絞り(%)
X1:拡散性水素を含む試験片の絞り(%)
各特性の目標値は、降伏応力が685MPa以上、引張強度が780MPa以上、−40℃における吸収エネルギー(vE−40)が40J以上、必要予熱温度が50℃以下とした。耐遅れ破壊安全度指数の目標は、80%以上とした。
Claims (4)
- 質量%で、C:0.03〜0.20%、Si:0.01〜0.5%、Mn:0.5〜2%、P:0.03%以下、S:0.003%以下、Al:0.005〜0.1%、N:0.0005〜0.008%を含有し、下記式(1)に示す溶接割れ感受性指数Pcmが0.24%以下であり、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼をAc3変態点以上に加熱し、未再結晶温度域での累積圧下率を70%以下とする熱間圧延を行い、Ar3変態点以上で熱間圧延を終了し、引き続きAr3変態点以上から10℃/s以上の冷却速度で250℃以下の温度まで冷却後、1℃/s以上の平均昇温速度で再加熱し、最高到達温度を100〜400℃の範囲とする焼戻し処理を行うことを特徴とする溶接性および耐遅れ破壊特性に優れた引張強さ780MPa以上の高張力鋼板の製造方法。
- 前記鋼に、更に、質量%で、Mo:0.01〜1%、Nb:0.001〜0.1%、V:0.001〜0.5%、Ti:0.001〜0.03%、Cu:2%以下、Ni:4%以下、Cr:2%以下、W:2%以下の中から選ばれる一種以上を含有することを特徴とする請求項1に記載の溶接性および耐遅れ破壊特性に優れた引張強さ780MPa以上の高張力鋼板の製造方法。
- 前記鋼に、更に、質量%で、B:0.0003%〜0.003%、Ca:0.01%以下、REM:0.02%以下の中から選ばれる一種以上が添加されていることを特徴とする請求項1または2に記載の溶接性および耐遅れ破壊特性に優れた引張強さ780MPa以上の高張力鋼板の製造方法。
- 金属組織がマルテンサイト相主体の組織であり、マルテンサイト相のラス界面における炭化物の円相当径が100nm以下、炭化物被覆率が30%以下であることを特徴とする請求項1乃至3項の何れかに記載の溶接性および耐遅れ破壊特性に優れた引張強さ780MPa以上の高張力鋼板の製造方法。
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