JP4956907B2 - 耐延性き裂発生特性に優れる高強度高変形能厚鋼板とその製造方法 - Google Patents
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Description
フェライト相とベイナイト相の2相組織からなり、成分組成が異なる各種鋼材(厚鋼板)から、図1に示す切欠底半径が0.25mmの環状切欠を有する丸棒試験片を作製し、引張試験を行って延性き裂発生特性を調査すると共に、鋼材のミクロ組織と耐延性き裂発生特性との関係を調査した。なお、耐延性き裂発生特性は、引張試験において、上記丸棒試験片の切欠底からき裂が発生したときの標点間の平均歪を「延性き裂発生歪」として評価した。
C:0.03〜0.1mass%
Cは、ベイナイトの生成を促進し、鋼板の強度を確保するために必要な元素である。0.03mass%未満では、ベイナイト相分率が低く、十分な強度が得られず、一方、0.1mass%を超えて添加すると、逆にべイナイト相分率が高くなりすぎ、延焼き裂発生抵抗が低下する他、溶接性が劣化する。よって、Cは0.03〜0.1mass%の範囲とする。
Siは、製鋼工程での脱酸剤として、また、鋼材の強度を高める元素として添加する。しかし、0.01mass%未満では脱酸効果が十分でなく、一方、1mass%を超えると、靭性や溶接性を劣化させる。そのため、Si含有量は0.01〜1mass%の範囲とする。
Mnは、強度、靭性を高めるために添加するが、0.5mass%未満ではその効果が十分でなく、2mass%を超えると溶接性が劣化する。よって、Mn含有量は0.5〜2mass%の範囲とする。
Sは、不可避不純物として含有されるが、一般的に、鋼中では、硫化物系介在物として存在し、変形時にはボイド発生の起点となるため、延性き裂の発生を防止するためには、その含有量を厳しく規制する必要がある。しかし、0.002mass%以下であれば、材質への悪影響が少ないので、S含有量の上限は0.002mass%とする。
Alは、Siと同様、製鋼工程で脱酸剤として添加するが、0.01mass%未満では脱酸効果が十分でない。一方、0.07mass%を超えると、酸化物系介在物が増加して靭性を劣化させる。よって、Al含有量は0.01〜0.07mass%の範囲とする。
Cu:0.01〜0.5mass%、Ni:0.01〜0.5mass%、Cr:0.01〜0.5mass%およびMo:0.01〜0.5mass%のうちから選ばれる1種または2種以上
Cu、Ni、CrおよびMoは、鋼の強度を高めるため添加する選択元素であり、要求強度に応じて、それらのうちから選ばれる1種または2種以上を添加することができる。各元素とも、0.01mass%未満では効果が無く、0.5mass%を超えると溶接性が劣化するので、添加する場合は0.01〜0.5mass%の範囲とするのが好ましい。
Nb、VおよびTiは、靭性及び強度を高めるために添加する選択元素であり、要求強度に応じて、それらのうちから選ばれる1種または2種以上を添加することができる。各元素とも、0.005mass%未満では効果が無く、0.1mass%を超えると溶接部の靭性が劣化するので、添加する場合は0.005〜0.1mass%の範囲とするのが好ましい。
鋼板組織:フェライト相とベイナイト相からなる2相組織
本発明の鋼板は、軟質のフェライト相と硬質のベイナイト相からなる2相組織鋼であることが必要である。その理由は、引張強度が550MPa以上の強度と高い変形性能を得るためである。ただし、その他の相として、マルテンサイト相やパーライト相、セメンタイト相が存在しても、それらの相分率の合計が5%以内であれば、本発明の作用効果に悪影響を及ぼすことはないので許容される。
上記ベイナイト相の相分率は、10〜50%の範囲であることが必要である。上述した図2に示したように、ベイナイト相分率が10%未満では、降伏比が高く、変形能が低下し、50%を超えでは、延性き裂の発生が容易になるため、高変形能かつ延性き裂発生抵抗に優れる鋼板を得るためには、ベイナイト相分率を10〜50%の範囲とする必要があるからである。なお上記ベイナイト相分率とは、全組織に対するベイナイト相の体積分率(%)のことであり、その体積分率は、鋼板断面の面積分率(%)で代えることができる。
上述した図3に示したように、HvB/HvFの増加にともない、延性き裂発生歪が増加し、耐延性き裂発生特性が向上し、特に、HvB/HvFが1.6以上でその効果が明確となる。よって、HvB/HvFは1.6以上とする。
降伏比は、0.8を超えると、変形能が低下して、欠陥部近傍での歪集中が大きくなり、塑性変形が欠陥を有する断面で局在化して起こり、延性き裂の発生が容易になる。そのため、降伏比は0.8以下とする。
本発明の鋼板は、上記成分組成と鋼板組織を有することにより、延性き裂発生歪が3%以上という、優れた延性き裂発生抵抗を有する。ここで、上記延性き裂発生歪とは、図1に示した切欠底半径0.25mmの環状切欠を有する丸棒試験片を作製し、種々の量の引張歪を付与後、除荷してから、その試験片の切欠底断面の組織を観察して、延性き裂発生の有無を調査したときの、切欠底からき裂が最初に発生した標点間の平均歪のことである。
スラブ加熱温度:1000〜1200℃
上記に規定された成分組成を有する鋼を通常公知の方法で溶製して鋼スラブとし、その後、熱間圧延に先立って、該スラブを加熱炉に装入し再加熱する。この際のスラブ加熱温度は、1000〜1200℃とする。1000℃未満では十分な強度が得られず、一方、1200℃を超える場合には組織が粗大化して靭性が劣化するためである。
圧延終了温度は、Ar3変態点以上とする。圧延終了温度がAr3変態点未満の場合には、圧延による塑性歪がフェライト相中に残存してフェライトの強度が高くなり、ベイナイト相とフェライト相のビッカース硬さの比が低下するため、延性き裂発生抵抗が低下するからである。圧延終了温度の上限については、特に規定しないが、未再結晶域の圧延により組織を微細にするためには950℃以下であることが好ましい。なお、上記Ar3変態点は、鋼板が有する成分組成によって変化し、通常、下記式;
Ar3変態点(℃)=910−310*C−80*Mn−20*Cu−15*Cr−55*Ni−80*Mo
ただし、各元素記号は、その成分の含有量(mass%)
で求めることができる。
熱間圧延終了後の鋼板は、(Ar3変態点−30℃)未満の温度域から400℃以下の温度域までを、平均冷却速度30℃/秒以上で冷却することが必要である。冷却開始温度が(Ar3変態点−30℃)以上の場合には、ベイナイト相分率が高くなりすぎ、延性き裂発生抵抗が低下する。また、平均冷却速度が30℃/秒未満の場合や冷却停止温度が400℃を超える場合には、十分な硬さを有するベイナイト相が得られず、ベイナイト相とフェライト相のビッカース硬さの比が低下するため、優れた延性き裂発生抵抗と低い降伏比が得られない。よって、上記冷却条件とする。
Claims (4)
- C:0.03〜0.1mass%、Si:0.29〜1mass%、Mn:1.51〜2mass%、S:0.002mass%以下、Al:0.01〜0.07mass%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、金属組織がフェライト相とベイナイト相の2相組織からなる鋼板であって、前記ベイナイト相の相分率が10〜50%、前記ベイナイト相のビッカース硬さとフェライト相のビッカース硬さの比(HvB/HvF)が1.6以上、引張強度が550MPa以上で、降伏比が0.8以下であることを特徴とする耐延性き裂発生特性に優れる高強度高変形能厚鋼板。
- 上記成分組成に加えてさらに、Cu:0.01〜0.5mass%、Ni:0.05〜0.5mass%、Cr:0.01〜0.5mass%およびMo:0.01〜0.5mass%のうちから選ばれる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に記載の高強度高変形能厚鋼板。
- 上記成分組成に加えてさらに、Nb:0.005〜0.1mass%、V:0.005〜0.1mass%、Ti:0.005〜0.1mass%のうちから選ばれる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または2に記載の高強度高変形能厚鋼板。
- 請求項1〜3のいずれか1項に記載の成分組成を有する鋼スラブを1000〜1200℃に加熱し、圧延終了温度をAr3変態点以上とする熱間圧延を施し、その後、(Ar3変態点−30℃)未満の温度から400℃以下の温度までを平均冷却速度30℃/秒以上で冷却することを特徴とする耐延性き裂発生特性に優れる高強度高変形能厚鋼板の製造方法。
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