JP5910792B2 - 厚鋼板及び厚鋼板の製造方法 - Google Patents
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Description
Cは、厚鋼板の強度を向上させる元素である。本発明では強度を確保するために、Cの含有量の下限は0.04%である。また、Cの含有量が0.15%を超えると厚鋼板の溶接性が低下する。このため、本発明においてCの含有量の上限は0.15%である。また、Cの好ましい含有量の下限は0.045%、上限は0.145%である。
Siは固溶強化により主に厚鋼板の降伏強度を向上させる元素である。本発明では降伏強度を確保するために、Siの含有量の下限を0.1%にする。また、Siの含有量が2.0%を超えると厚鋼板の溶接性が低下する。このため、本発明においてSiの含有量の上限は2.0%である。また、好ましいSiの含有量の下限は0.10%、上限は1.90%である。
Mnは、鋼の焼入れ性の向上により厚鋼板の強度を向上させる元素である。しかし、過剰にMnを含有すると、厚鋼板の溶接性が低下する。このため、本発明においてMnの含有量は0.8%以上2.0%以下である。なお好ましくは1.10%以上1.80%以下の範囲である。
Pは、不純物として鋼中に不可避的に存在する元素である。また、Pは鋼の靭性を低下させる場合がある。このため、Pの含有量は可能な限り低減することが望ましい。特に0.025%を超えてPを含有すると、厚鋼板の靭性が低下しやすい傾向にある。本発明においてPの含有量は0.025%以下である。好ましくは0.010%以下である。
Sは、不純物として鋼中に不可避的に存在する元素である。また、Sは鋼の靭性や板厚方向引張試験における絞りを低下させる場合がある。このため、Sの含有量は可能な限り低減することが望ましい。特にSの含有量が0.020%を超えると、上記した特性の低下が著しくなる傾向にある。そこで、本発明においてSの含有量は0.020%以下である。好ましくは0.004%以下である。
Alは、脱酸材として作用する元素であり、溶鋼の脱酸プロセスにおいて、脱酸材としてもっとも汎用的に使用される元素である。この脱酸材としてのAlが充分機能するために、Alの含有量の下限を0.001%にする。一方、Alの含有量が0.100%を超えると、Alが粗大な炭化物を形成して、厚鋼板の延性を低下させる傾向にある。このため、本発明においてAlの含有量の上限は0.100%である。好ましくは下限が0.003%、上限が0.050%である。
Nbは、オーステナイト相の未再結晶温度域を広げる元素であり、未再結晶温度域での圧延を効率的に行い、所望の微細組織を得るために必要な元素である。このため、Nbの含有量を0.010%以上にする。しかし、Nbの含有量が0.050%を超えるとかえって靭性の低下を招くため、上限は0.050%とする。なお、Nbの含有量は好ましくは下限が0.015%、上限が0.035%である。
Cu、Ni、Cr、Moは、鋼の焼入れ性を増加させて、厚鋼板の強度を向上させる元素である。これらの合計含有量を0.5%以上にすることで、ポリゴナルフェライト形成を抑制し、降伏強度を高められる。しかし、合計含有量が3.0%を超えると厚鋼板の溶接性が劣化する。このため、本発明においてはCu+Ni+Cr+Moの合計含有量は0.5〜3.0%であり、好ましくは下限が0.7%、上限が2.5%である。なお、「Cu+Ni+Cr+Mo」の各元素記号は、各元素の含有量を意味する。
Tiは、TiNとして析出する結果、鋼板を圧延する際のスラブ加熱時にオーステナイト粒が粗大化することを抑制する。このように、Tiは圧延後に得られる最終組織の微細化に寄与し、厚鋼板の靭性向上に役立つ有効な元素である。このような効果を得るためにTiの含有量は0.005%以上とする。一方、Tiの含有量が0.050%を超えると、溶接熱影響部の靭性が低下する。このため、本発明におけるTiの含有量は0.005〜0.050%であり、好ましくは下限が0.005%、上限が0.040%である。
1.8>Ti/N(質量比)とすると、TiNがスラブ加熱時に溶解し易くなりオーステナイト粒の粗大化抑制効果が得難くなる。さらに固溶Nの存在により厚鋼板の靭性が劣化する。一方、Ti/N>4.5とするとNに対して過剰に存在するTiが粗大TiCを形成することで厚鋼板の靭性が劣化する。このため、1.8≦Ti/N≦4.5の範囲に限定した。なお好ましくは2.0≦Ti/N≦4.0である。
Vは、厚鋼板の強度と靭性をさらに向上させる元素であり、0.01%以上の添加で効果を発揮する。しかし、Vの含有量が0.10%を超えるとかえって靭性の低下を招くことがあるため、Vの含有量の上限を0.10%とするのが好ましい。なお、さらに好ましくは、Vの含有量が0.03〜0.08%である。
Wは、厚鋼板の強度を向上させる元素であり、0.01%以上の添加で効果を発揮する。しかし、Wの含有量が1.00%を超えると溶接性が低下する問題が生じる場合がある。したがって、Wの含有量は0.01〜1.00%であることが好ましい。より好ましいWの含有量は0.05〜0.15%である。
Bは、極微量の含有で焼入れ性を向上させ、それにより厚鋼板の強度を向上させるのに有効な元素である。このような効果を得るにはBの含有量を0.0005%以上にするのが好ましい。一方、0.0050%を超えてBを含有すると、溶接性が低下する場合があるため、Bの含有量の上限は0.0050%が好ましい。
Caは、Sを固定することによってMnSの生成を抑制して、板厚方向の絞り特性を改善する。また、Caは溶接熱影響部靭性を改善する効果も有する。このような効果を得るためには、Caの含有量を0.0005%以上にするのが好ましい。一方、0.0060%を超えるCaの含有は、厚鋼板の靭性を低下させる場合があるため、Caの含有量の上限は0.0060%が好ましい。
REMは、Sを固定することによってMnSの生成を抑制して、板厚方向の絞り特性を改善する。また、REMは溶接熱影響部靭性も改善する効果を有する。このような効果を得るために、REMの含有量を0.0020%以上にするのが好ましい。一方、0.0200%を超えるREMの含有は、厚鋼板の靭性を低下させる場合があるため、REMの含有量の上限は0.0200%が好ましい。
Mgは、溶接熱影響部においてオーステナイト粒の成長を抑制し、溶接熱影響部の靭性の改善に有効な元素である。このような効果を得るには、Mgの含有量を0.0002%以上にするのが好ましい。一方、0.0060%を超えるMgの含有は、効果が飽和して含有量に見合う効果が期待できずに経済的に不利となる場合がある。そこで、Mgの含有量の上限は0.0060%が好ましい。
ポリゴナルフェライトの面積率が10%以上になると、厚鋼板の降伏強度が低下する。そのため、本発明の厚鋼板においてはポリゴナルフェライトの面積率を10%未満に限定した。なお、上記面積率は8%以下が好ましく、最も好ましくは5%以下である。ここで、ポリゴナルフェライトの面積率とは、鋼板組織の観察面中にポリゴナルフェライトが占める割合を指す。なお、鋼板組織の上記観察は、厚鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、3%ナイタールで上記板厚断面を腐食させ、この腐食させた板厚断面をSEM(走査電子顕微鏡)で2000倍の倍率で10視野観察する方法で行う。また、面積率の導出には、市販の画像処理ソフト等を用いることができる。
本発明の厚鋼板においては、板厚中心の有効結晶粒径が15μm以下である。有効結晶粒径が15μmより大きくなると、厚鋼板の靭性が劣化する。より好ましい有効結晶粒径は10μm以下である。なお、有効結晶粒径は、EBSP(Electron Backscatter Diffraction Pattern:電子線後方散乱パターン)法により導出することができる。そして、観察面における有効結晶粒径の平均を導出することで有効結晶粒径が得られる。なお、有効結晶粒径の導出には市販の画像処理ソフト等を用いることもできる。
本発明においては、有効結晶粒径の粒径分布の標準偏差は、10μm以下である。上記標準偏差が10μmよりも大きくなると一部に存在する粗大粒が脆性破壊の起点となることで、厚鋼板の靭性を劣化させる。また、本発明において上記標準偏差は、7μm以下が好ましい。
ld/hm={R(hi−h0)}1/2/{(hi+2h0)/3}
ここで、各記号はそれぞれ各圧延パス時のld:投影接触弧長、hm:平均板厚、R:ロール半径、hi:入側板厚、h0:出側板厚、である。
鋼板圧延に使用したスラブの(1/4)t(tは板厚を表す)位置より8Φ×12mmのサンプルを採取し、図1に示す条件で熱膨張試験を行い、変態膨張からAr3を評価した。
得られた各厚鋼板について、鋼板組織の同定を行うとともに、その面積率(%)を測定した。鋼板組織は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面について、3%ナイタールによる腐食現出組織を走査型電子顕微鏡(SEM)で2000倍、10視野の条件で観察した。これを画像解析ソフト(Image−Pro;Cybernetics社製)により解析し、各々の相について当該相とこれ以外の相とに2値化した画像を作製した。マルテンサイト相と残留オーステナイト相は、識別が困難なため、両相を同一とみなして2値化した。これらをソフトの機能を用いてポリゴナルフェライト相の面積率を求めた。また、主な相は、ベイナイト、マルテンサイト組織であった。
組織サイズは板の長手、幅、板厚方向中心よりサンプルを採取し、鏡面研磨仕上げを行った後下記の条件でEBSP解析を行い、得られた結晶方位マップより隣接する結晶粒との方位差が15°以上の大角粒界で囲まれた組織の円相当直径を有効結晶粒径として評価した。この評価結果に基づいて有効結晶粒径(平均値)と標準偏差を導出した。
解析領域:板厚中心の1mm×1mm領域
ステップサイズ:0.4μm
降伏強度及び引張強度の測定
また、得られた鋼板のEBSPサンプルの直近の板厚中心位置から圧延方向と直角な方向にJIS4号引張試験片を採取し、JISZ2241(1998年)の規定に準拠して引張試験を行い、降伏強度と引張強度を評価した。
Claims (4)
- 質量%で、C:0.04〜0.15%、Si:0.1〜2.0%、Mn:0.8〜2.0%、P:0.025%以下、S:0.020%以下、Al:0.001〜0.100%、Nb:0.010〜0.050%、Ti:0.005〜0.050%、さらに0.5%≦Cu+Ni+Cr+Mo≦3.0%を満足するようにCu、Ni、Cr、Moを含み、1.8≦Ti/N≦4.5を満足するようにNを含み、残部Feおよび不可避的不純物からなり、
ポリゴナルフェライトの面積分率が10%未満であり、
板厚中心における有効結晶粒径が15μm以下であり、
有効結晶粒径の標準偏差が10μm以下であることを特徴とする厚鋼板。 - さらに、V:0.01〜0.10%、W:0.01〜1.00%、B:0.0005〜0.0050%、Ca:0.0005〜0.0060%、REM:0.0020〜0.0200%、Mg:0.0002〜0.0060%のうちの1種または2種以上を含むことを特徴とする請求項1に記載の厚鋼板。
- 請求項1又は2に記載の厚鋼板の製造方法であって、
請求項1又は2に記載の成分組成を有する鋼板を、950℃以上1150℃以下まで加熱する加熱工程と、
前記加熱工程後に、板厚中心温度が930℃以上1050℃以下の温度範囲で、圧延形状比が0.5以上かつ1パス当たりの圧下率が6.0%以上の圧延を3パス以上行う再結晶温度領域圧延工程と、
前記再結晶温度領域圧延工程後に、板厚中心温度が930℃未満の温度範囲で、圧延形状比が0.5以上、圧下率の合計が35%以上となる圧延を1パス以上行う未再結晶温度領域圧延工程と、
前記未再結晶温度領域圧延工程後に、板厚中心温度がAr3+15℃以上の温度から冷却を開始し、板厚中心温度が700℃〜500℃の間の平均冷却速度が3.5℃/sec以上となる条件で冷却を行う冷却工程を有することを特徴とする厚鋼板の製造方法。 - 前記冷却工程後に700℃以下の温度で焼戻し処理を行う焼戻工程を、さらに有することを特徴する請求項3に記載の厚鋼板の製造方法。
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