JP4252949B2 - 音響異方性が小さく、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
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Description
AS=[Mn]+[Ni]+2×[Cu]
DL=2.5×[Mo]+30×[Nb]+10×[V]
ただし、[X]は元素Xの含有量(mass%)を表す。
同図より、本発明の鋼板(A)では、熱間圧延後の冷却が高冷却速度(CR1)、低冷却速度(CR2)のいずれにおいても、BFが面積率で85%以上(このような85面積%以上のBFを含む組織を「BFを主体とする組織」ということがある。)、より好ましくは90%以上生成するようになる。かかるBFを主体とする組織(残部に微量のGBFが生成する場合もある。)により、焼き入れ、焼戻し熱処理を特に施すことなく、肉厚が50mm以上の厚板であっても、母材の機械的性質として780MPa以上の強度が得られ、また優れた靭性を備えたものになる。しかも、高冷却速度(CR1)、低冷却速度(CR2)のいずれにおいても、上記のとおり、マトリックス組織が主として冷却速度感受性の低いBFとなるため、小入熱溶接条件においてはHAZの硬さを低減(耐低温割れ性を向上)させることができ、大入熱溶接条件においてもHAZ靭性を確保することができる。
本発明者は、横波音速比CSL/CSCを、例えば1.020以下といった低い値、すなわち低音響異方性とすべく、横波音速比(CSL/CSC)と旧γ粒の扁平率との関係を調査した。その結果を図3に示す。図3より、旧γ粒の扁平率が3.0以下(最小値は1.0)のときに、横波音速比が1.020以下といった低音響異方性が達成されることがわかった。音響異方性の観点から、旧γ粒の扁平率を好ましくは1.8以下、より好ましくは1.6以下とすることが望ましい。なお、図3は後述の実施例から得られたものである。
しかし、本発明者が詳細に調査したところ、AS≧4.00、DL≦2.80とする本発明成分の鋼を用いた場合、BF(母相)の硬さに対するMAの硬さとMAの量とのバランスを調整することによって、すなわち、MA量を面積率で10%以下とすると共にMAのBFに対する硬さ比を1.10倍以上とすることによって、母材靭性を維持しつつ、降伏比を85%以下にできることが分かった。
図5は、含有されるMA量と母材靭性が略同レベル(MA量が2〜4%程度、母材靭性[vE-50 ]が120〜140J程度)の鋼材を対象に、MAのBFに対する硬さ比と降伏比との関係を整理したものであるが、同図より硬さ比が1.10倍以上であれば降伏比が85%以下となることが分かる。もっとも、MA量が10面積%を超える様になると、硬さ比が1.10倍以上であっても母材靭性が劣化する様になる(後述の実施例の表9の試料No. 66及び75、表10の試料No. 80参照)。なお、図5は後述の実施例から得られたものである。
この様なMAの存在を有効に活用するのが本発明の特徴であるから、MAは必ず存在している必要がある。MAの効果を有効に発揮させるためには、好ましくは0.5面積%以上、より好ましくは1.0面積%以上、更に好ましくは2.0面積%以上存在させることが望ましい。もっとも、10面積%を超えてMA量が多くなると母材への影響が出て来る可能性があるので、MA量の上限を10面積%とし、好ましくは9.0面積%以下、より好ましくは8.0面積%以下、更に好ましくは7.0面積%以下とするのがよい。
C:0.010〜0.080%
Cは母材強度を確保するために必要な元素である。0.010%未満では焼き入れ性向上元素であるMn、NiおよびCuを積極的に添加しても780MPa以上の母材強度を確保することができないようになる。一方、0.080%超になると、高冷却速度側でベイニティックフェライトではなく、マルテンサイトが生成するようになり、耐低温割れ性が劣化するようになる。C量を0.010%以上添加するとともに0.080%以下に制限し、同時に適量のMn、Ni、CuおよびCrを添加することで、小入熱溶接時のHAZの耐低温割れ性と母材強度を両立させ、かつ大入熱時のHAZの靭性を改善することができる。このため、C量の下限を0.010%、好ましくは0.030%とし、一方その上限を0.080%、好ましくは0.060%とする。
Siは脱酸作用を有する元素であり、Si量が0.02%未満ではその効果が過小であり、一方0.50%を超えると溶接性および母材靭性を劣化させる。このため、Si量の下限を0.02%とし、その上限を0.50%、好ましくは0.20%とする。
これらの元素は焼き入れ性を改善する作用を有し、高冷却速度から低冷却速度に渡ってベイニティックフェライトを生成させやすくし、これらの積極的な添加と極低C化によって、小入熱溶接時のHAZ靭性と耐低温割れ性を両立させ、かつ母材強度、靭性および大入熱溶接時のHAZ靭性を改善することができる。
Niも鋼の低温靭性の向上および焼き入れ性を高めて強度を向上させるとともに、熱間割れおよび溶接高温割れの防止にも効果がある。Ni量が0.40%未満ではこれらの効果が過小であり、一方2.50%を超えるとスケール疵が発生しやすくなる。このため、Ni量の下限を0.40%、好ましくは0.50%とし、その上限を2.50%、好ましくは2.00%とする。
CuはMo、Mn、Ni、Crほどではないが焼き入れ性を向上させ、また固溶強化と析出強化によって母材強度を向上させる。かかる作用を効果的に発現させるには好ましくは0.10%以上、より好ましくは0.50%以上、さらに好ましくは0.80%以上の添加が望ましい。もっとも、1.60%を超えると母材靭性、大入熱溶接時のHAZ靭性を低下させるようになるので、Cu量の上限を1.60%、好ましくは1.20%とする。
Mn、Ni、Cuの添加量は、母材強度と密接な関係があり、CuはMn、Niに比して2倍程度、強度向上効果が高い。高冷却速度から低冷却速度の範囲で母材強度を780MPa以上にするには、後述の実施例から明らかなようにAS値を4.00以上、好ましくは4.20以上、さらに好ましくは4.40以上となるようにMn、Ni、Cuを添加することが必要である。
不純物元素であるPは母材、溶接部の靭性に悪影響を及ぼすため、0.030%以下に止める。好ましくは0.010%以下とするのがよい。
SはMnSを形成して延性を低下させる元素であり、特に高強度鋼においてその影響が大きいため、0.010%以下、好ましくは0.005%以下に止めるのがよい。
Alは脱酸およびミクロ組織の微細化による母材靭性向上効果を有する。かかる作用を効果的に発現させるには好ましくは0.010%以上、より好ましくは0.020%以上の添加が望ましい。もっとも、過多に添加するとかえって母材靭性が低下するため、上限を0.200%とする。好ましくは0.060%以下とするのがよい。
Nは後述のTiと結合し、TiNを形成して大入熱溶接時のオーステナイト粒を微細化し、HAZ靭性を向上させる効果を有する。かかる作用を効果的に発現させるには好ましくは0.0020%以上、より好ましくは0.0040%以上の添加が望ましい。しかし、Nの過剰な添加は母材靭性、HAZ靭性に悪影響を与えるため、その上限を0.0100%、好ましくは0.0080%、より好ましくは0.0060%以下とする。
Crは母材、溶接部の強度を高めるが、Cr量が0.30%未満ではかかる効果が過小であり、一方2.00%を超えると溶接性やHAZ靭性を劣化させるようになる。このため、Cr量の下限を0.30%、好ましくは0.50%、より好ましくは0.70%とし、その上限を2.00%、好ましくは1.50%、より好ましくは1.00%とする。
Moは焼き入れ性を向上させ、強度を確保するために有効であり、また焼戻し脆性を防止する効果を有する。Mo量が0.10%未満ではかかる作用が過小であるので、Mo量の下限を0.10%、好ましくは0.15%とする。一方、Moは再結晶抑制作用があり、過多に添加すると、圧延後に粗大なオーステナイト粒となり、変態後のベイナイトブロック(ベイニティックフェライトの束)が粗大化し、母材の靭性が劣化する。また、Moはオーステナイト粒界に偏析しやすく、過剰に添加すると変態時の核生成頻度を低下させ、変態後のベイナイトブロックを粗大化させて、母材靭性、HAZ靭性を劣化させる。このため、Mo量の上限を1.10%、好ましくは0.60%とする。
Moおよび後述のNb、Vは焼き入れ性を向上させる作用があるが、その一方でベイナイトブロックを粗大化させ、母材靭性、HAZ靭性を劣化させる。このような母材靭性の劣化作用は各元素について一様ではなく、発明者等の実験によりMoを1としたとき、Nbは12倍程度、Vは4倍程度である。後述の実施例から明らかなようにDL値を2.80以下、好ましくは2.50以下、より好ましくは2.00以下とするようにMo、Nb、Vの添加を抑制することによって、ベイナイトブロックの粗大化を抑制し、前記AS≧4.00と、部分再結晶温度域での圧下量を熱延全圧下率の50%以上とすることで、旧γ粒の平均円相当径が70μm 程度以下に微細化され、vE-50 ≧100J以上の母村靭性を確保することができ、また良好なHAZ靭性を兼ね備えることができる。
TiはNと結合して窒化物を形成し、溶接時におけるHAZのオーステナイト粒を微細化し、HAZ靭性改善に有効な元素である。Ti量が0.002%未満では細粒化効果が過小であり、一方0.030%を超えるとかえってHAZ靭性を劣化させる。このため、Ti量の下限を0.002%、好ましくは0.005%とし、その上限を0.030%、好ましくは0.020%とする。
Bは焼き入れ性を向上させてHAZ靭性を改善する作用を有する。特に、入熱量の大きい溶接の際にその効果は大きい。かかる作用を効果的に発現させるためには、0.0005%以上の添加が好ましい。もっとも多量に添加すると、かえって母材靭性、HAZ靭性を劣化させる。このため、B量の上限を0.0050%、好ましくは0.045%とする。より好ましくは0.0010〜0.0040%とするのがよい。
固溶Nbは素地の焼き入れ性を向上させて母材強度、溶接継手強度を向上させる効果があり、必要に応じて添加することができる。その一方、固溶Nbは加工オーステナイトの回復を抑制し、再結晶を抑制させるため、圧延後に粗大なオーステナイト粒となり、変態後のベイナイトブロックが粗大化し、母材靭性を著しく低下させる。また、Nbはオーステナイト粒界に偏析しやすく、過剰に添加すると変態時の核生成頻度を低下させ、変態後のベイナイトブロックを粗大化させて、母材靭性、HAZ靭性を劣化させる。このため、Nb量の上限を0.10%、好ましくは0.020%、より好ましくは0.015%とする。
Vは少量の添加により焼き入れ性および焼戻し軟化抵抗を高くする効果があり、必要に応じて添加することができる。一方、Vは加工オーステナイトの回復を抑制し、再結晶を抑制させるため、圧延後に粗大なオーステナイト粒となり、変態後のベイナイトブロックが粗大化し、母材靭性を著しく低下させる。また、Vはオーステナイト粒界に偏析しやすく、過剰に添加すると変態時の核生成頻度を低下させ、変態後のベイナイトブロックを粗大化させて、母材靭性、HAZ靭性を劣化させる。このため、V量の上限を0.30%とする。好ましくは0.20%以下、より好ましくは0.10%以下とするのがよい。
CaおよびREMはMnSを球状化するという介在物の形態制御により異方性を低減する効果を有する。Ca:0.0050%超、REM:0.0100%超では添加量が過剰なため母材の靭性をかえって劣化させる。このため、Ca量の上限を0.0050%、好ましくは0.0030%とし、REMの上限を0.0100%、好ましくは0.0070%とする。前記各元素を効果的に活用するには、Ca:0.0005%以上、REM:0.0010%以上含有させることが好ましい。
MgはMgOを形成し、HAZのオーステナイト粒の粗大化を抑制することによってHAZ靭性を向上させる作用を有する。かかる作用を効果的に活用するには、Mg:0.0001%以上含有させることが好ましい。Mg:0.0050%超では添加量が過剰なため母材の靭性をかえって劣化させる。このため、Mg量の上限を0.0050%、好ましくは0.0035%とする。
Zr、HfはTiと同様、Nと窒化物を形成して溶接時におけるHAZのオーステナイト粒を微細化し、HAZ靭性改善に有効な元素である。しかし、過剰に添加するとかえって母材靭性、HAZ靭性を低下させる。このため、Zr量の上限を0.100%、Hf量の上限を0.050%とする。
Co、Wは焼き入れ性を向上させ、強度を容易に確保するために有効な元素であり、Wの場合はさらに焼戻し軟化抵抗を向上させる効果を有する。一方、過剰に添加すると、母材靭性、HAZ靭性がかえって劣化するようになる。このため、Co量、W量の上限をそれぞれ2.50%、好ましくは1.00%とする。
本発明の製造方法においては、上記化学組成を有する鋼(残部不可避的不純物)を用いることを前提とし、さらに旧γ粒の形態を制御するに当たり、熱間圧延条件を厳格に管理する必要がある。さらにまた、BFを主体とする組織を有する熱延鋼板を得た後、降伏比の調整のため、すなわちMAの量と硬さの調整のために二相域で再加熱を行い、必要により母材靭性の調整のため焼戻しを行う。本発明の鋼板を製造する際の他の工程、条件は特に限定されず、通常用いられる高張力鋼板の製造工程および条件(温度、時間など)を適宜採用することができる。
また、BF(母相)およびMAの硬さをマイクロピッカース試験機(明石製作所製)を用いて荷重1gで5点測定し、最高値、最低値を除いた3点の平均値を求め、この平均硬さを基にMAのBFに対する硬さ比を求めた。
引張試験は、各鋼板の板厚1/4部位から採取したJIS4号試験片を用いて行い、0.2%耐力(YS)、引張強さ(TS)を測定し、降伏比(YS/TS×100%)を求めた。また、衝撃試験は各鋼板の板厚1/4部位から採取したJIS4号試験片を用いて、−50℃でシャルピー衝撃試験を行い、吸収エネルギー(vE-50 )を求めた。本発明では、TS≧780MPa、YR≦85%、母材靭性vE-50 ≧100(J)を合格レベルとした。
HAZ靭性は、入熱5kJ/mm、10kJ/mm、さらに15kJ/mmで溶接(サブマージアーク溶接)を行い、ボンド部を含む図2に示す試験片採取部位3からJIS4号試験片を採取し、シャルピー衝撃試験を行い、ボンド部の吸収工ネルギ(vE-40 )を求め、vE-40 ≧80Jを合格レベルとした。図中、1は鋼板、2は溶接金属部であり、3が試験片採取部位であり、板厚中心から開先開き側に位置している。入熱が15kJ/mmの超大入熱溶接は、冷却速度が非常に遅くなった場合の合金元素の影響を見るために実施したものである。
耐低温割れ性はJISZ3158に規定されたy形溶接割れ試験方法に基づいて、入熱1.7kJ/mmで被覆アーク溶接を行い、ルート割れ防止予熱温度を測定した。予熱温度が0℃とあるのは、試験に供した鋼板を0℃に冷やした状態で溶接を行い、溶接後に割れが生じなかったものを示す。
Claims (10)
- mass%で、
C:0.010〜0.080%、
Si:0.02〜0.50%、
Mn:1.10〜3.00%、
Cu:1.60%以下、
Ni:0.40〜2.50%、
P:0.030%以下、
S:0.010%以下、
Al:0.200%以下、
N:0.0100%以下
Cr:0.30〜2.00%、
Mo:0.10〜1.10%、
Ti:0.002〜0.030%、
を含み、残部がFe及び不可避的不純物からなり、かつ下記式で定義されるAS値およびDL値がAS≧4.00、DL≦2.80であり、板厚1/4部位における組織がMAを10面積%以下(0%を除く。)含み、残部がベイニティックフェライトとグラニュラベイニティックフェライトとからなり、前記ベイニティックフェライトが組織中に面積率で85%以上含み、かつ旧オーステナイト粒の長軸/短軸の平均値が1.0〜3.0であり、さらに前記MAのベイニティックフェライトに対する硬さ比が1.10以上であることを特徴とする音響異方性が小さく、溶接性に優れた低降伏比高張力鋼板。
AS=[Mn]+[Ni]+2×[Cu]
DL=2.5×[Mo]+30×[Nb]+10×[V]
ただし、[X]は元素Xの含有量(mass%)を表す。 - 前記組織において、さらに旧オーステナイト粒の円相当径の平均値が70μm 以下である、請求項1に記載した低降伏比高張力鋼板。
- さらにB:0.0050%以下を含有する請求項1または2に記載した低降伏比高張力鋼板。
- さらに、Nb:0.10%以下、V:0.30%以下のいずれか1種または2種を含有する請求項1から3のいずれか1項に記載した低降伏比高張力鋼板。
- さらに、Ca:0.0050%以下、希土類元素:0.0100%以下のいずれか1種または2種を含有する請求項1から4のいずれか1項に記載した低降伏比高張力鋼板。
- さらに、Mg:0.0050%以下を含有する請求項1から5のいずれか1項に記載した低降伏比高張力鋼板。
- さらに、Hf:0.050%以下、Zr:0.100%以下のいずれか1種または2種を含有する請求項1から6のいずれか1項に記載した低降伏比高張力鋼板。
- さらに、Co:2.50%以下、W:2.50%以下のいずれか1種または2種を含有する請求項1から7のいずれか1項に記載した低降伏比高張力鋼板。
- 請求項1から8のいずれか1項に記載した成分を有する鋼をAr3点〜1300℃に加熱し、オーステナイト粒径を100±10μm とした鋼板試験片を歪速度10/秒、相当歪0.2の条件で圧下し、10秒後に組織を凍結したときに20〜80 vol%が再結晶粒となる部分再結晶温度域で全圧下量の50%以上を熱間圧延した後、冷却し、さらにオーステナイト・フェライト二相域で再加熱してMAの量及びベイニティックフェライトに対する硬さ比を調整することを特徴とする、請求項1から8のいずれか1項に記載した音響異方性が小さく、溶接性に優れた低降伏比高張力鋼板の製造方法。
- 前記二相域で再加熱後、Ar1点以下の温度でMAが分解して消失しないように焼戻し処理を行う請求項9に記載した製造方法。
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