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技術 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

出願人 株式会社神戸製鋼所
発明者 柴田光明渕田保司小林洋一郎
出願日 2000年8月1日 (20年4ヶ月経過) 出願番号 2000-233559
公開日 2002年2月19日 (18年10ヶ月経過) 公開番号 2002-053912
状態 特許登録済
技術分野 鋼の加工熱処理
主要キーワード mm厚板 側曲げ 圧延まま材 冷間曲げ 含有材 建築用鋼 分散形成 高温圧延
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図面 (9)

課題

溶接施工において予熱不要で、且つ降伏比76%以下を有し、音響異方性が小さいと共に塑性変形能が大きく、しかも溶接性に優れた引張強さが590MPa以上の非調質低降伏比高張力鋼板を製造する為の有用な方法を提案する。

解決手段

C:0.025〜0.045%、N:0.001〜0.005%を含有し、Moを実質的に含有しないNb−B−Ti系鋼素材を、Nb固溶温度以上1250℃以下に加熱後圧延を開始し、オーステナイト未再結晶域での累積圧下率を60%以下として、オーステナイトの未再結晶温度−80℃以上で圧延を終了した後空冷し、ベイナイト地に島状マルテンサイト微細分散したミクロ組織とする。

概要

背景

引張強さ590MPa以上を有する調質高張力鋼板は、タンク橋梁ペンストック等に使用され、主として焼入れ焼戻しによって製造されている。しかしながら、こうした調質高張力鋼板は、降伏比[(降伏強度引張強度)×100(%)]が通常90%以上と高くなって塑性変形能が低く、大地震時に十分な安全性を確保できず、建築用としては不向きであった。

また、建築用や橋梁用の鋼板では、探傷方向によって著しく音速が変化すると、鋼溶接部に対する超音波斜角探傷において溶接欠陥の正確な位置を検出できないことから、いわゆる「音響異方性」が小さいことが要求される。

これら低降伏比および小さい音響異方性が要求される鋼板の製造方法としては、例えば「日本鋼管技報」[No.122(1988),P5〜10]が提案されている。この技術では、Ac3点以上の温度からなる再加熱焼入れAc1点未満の温度での焼戻し(T)との組合せからなる従来の熱処理(Q−T)方法と異なり、この二つの熱処理の中間に二相域温度(Ac1点以上Ac3点未満)からの焼入れ(Q’)を施すQ−Q’−T法を主眼とするものである。そしてこの技術では、上記焼入れ(Q’)によって、軟質延性に優れるフェライトとより硬質ベイナイト二相組織として、降伏比80%以下、引張強さ590MPa以上を得るものである。

この様な熱処理を活用した低降伏比で音響異方性の小さい中炭素系の各種590MPa級鋼板は、建築用として使用されている。しかしながら、上記技術によって得られる鋼板は、フェライト相の生成を利用したものであり、所定の強度を確保するには、従来の590MPa級鋼板よりも炭素当量を高くする必要があるので、溶接時に100℃程度の予熱が必要となる。また、この様な鋼板を建築用のコンクリート充填鋼管柱(CFT)等の鋼管柱に用いる場合には、冷間曲げ成形後において、フェライト相の加工硬化によるものと考えられる降伏比の著しい上昇が発現し、建築用鋼管に要求される降伏比80%以下を満足させることができず、応力除去焼鈍を付加する必要が生じている。

一方、調質工程が不要の570MPa級鋼の製造方法としては、例えば「川崎製鉄技報」[VOL.30,No.3(1998),P131〜136]が提案されている。この技術では、C含有量をフェライトの固溶限(約0.02%)以下とし、且つMn,Cu,Ni,NbおよびBを適量添加して、ベイナイトの単相化を図ることで570MPa級の38mmおよび75mm厚鋼板空冷ままで製造できることを開示している。

しかしながら、この技術においては、その降伏比は板厚1/4部(以下、「t/4」と記す)で77〜80%と、上記建築用鋼に対する要求値(80%以下)の上限近傍にあり、鋼管柱用としてこの鋼材を冷間曲げ成形した場合には、降伏比が80%を超えることがあるばかりでなく、前述した様な音響異方性については考慮されておらず、建築用としては採用できないのが実状である。

また、極低炭素系のベイナイト組織を活用し、音響異方性を改善すると共に引張強さが570MPa級または590MPa級の鋼材を製造する方法として、例えば特開平9−256042号や同11−193445号等の技術も提案されている。

上記特開平9−256042号では、C:0.001%以上0.030%未満、Si:0.60%以下、Mn:0.20〜3.00%、Ni:2.0%以下、Cu:0.7〜2.0%およびAl:0.10%以下を含む組成になる鋼素材を、860℃以上の温度に加熱して冷却した後、500℃以上800℃未満の温度域再加熱して冷却することによって、素質ばらつきが少なく且つ音響異方性の小さい570MPa級の高強度鋼材を製造する方法について開示されている。

一方、上記特開平11−193445号では、C:0.005〜0.025%、Si:0.60%以下、Mn:0.4〜1.6%、P:0.025%以下、S:0.010%以下、Al:0.1%以下、Cu:0.6〜2%、Ni:0.25〜2.0%、Ti:0.001〜0.050%およびB:0.0002〜0.0030%を、重量比Mn/Cu:2.0以下且つ117Mn(%)+163Cu(%):250〜350の下に含有し、残部がFeおよび不可避不純物からなる成分組成を有する鋳片を、1050〜1250℃に再加熱後、950℃以下の温度域における累積圧下率が50%以下、および仕上圧延が800℃以上の熱間圧延を施すことによって、圧延ままで鋼板の厚み方向の靭性および音響異方性に優れる590MPa級の溶接用極厚鋼板を製造する方法について開示されている。

しかしながら、これらの技術においては、次に示す様な問題がある。まず特開平9−256042号の技術では、得られる鋼材の音響異方性は小さいものの、降伏比は80%を超えるものである。一方、特開平11−193445号の技術では、得られる鋼板の音響異方性は小さく、且つ降伏比も77〜80%であり、建築用鋼材に対する要求値(80%以下)を満足するものの、その余裕代が小さく鋼管柱用としてこの鋼板に曲げ成形した場合には、降伏比が上昇して80%を超えることになる。こうしたことから、曲げ成形が施される鋼板にあっては、上記降伏比は76%以下の低い値を目標とする必要があるが、上記技術ではこうした要求に対応できない。また、この技術では、Cuの析出による強度上昇効果を、析出熱処理ではなく圧延後の冷却過程に依っているので、冷却速度が速い場合には上記効果が安定して得られるとは限らず、しかもこうした効果は板厚に依存することにもなる。

概要

溶接施工において予熱不要で、且つ降伏比76%以下を有し、音響異方性が小さいと共に塑性変形能が大きく、しかも溶接性に優れた引張強さが590MPa以上の非調質低降伏比高張力鋼板を製造する為の有用な方法を提案する。

C:0.025〜0.045%、N:0.001〜0.005%を含有し、Moを実質的に含有しないNb−B−Ti系の鋼素材を、Nb固溶温度以上1250℃以下に加熱後圧延を開始し、オーステナイト未再結晶域での累積圧下率を60%以下として、オーステナイトの未再結晶温度−80℃以上で圧延を終了した後空冷し、ベイナイト地に島状マルテンサイト微細分散したミクロ組織とする。

目的

本発明は、従来技術における上記の課題を解決するためになされたものであって、その目的は、溶接施工において予熱不要で、且つ降伏比76%以下を有し、音響異方性が小さいと共に塑性変形能が大きく、しかも溶接性に優れた引張強さ590MPa以上の非調質型低降伏比高張力鋼板を製造する為の有用な方法を提案することにある。

効果

実績

技術文献被引用数
0件
牽制数
3件

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請求項1

C:0.025〜0.045%(質量%の意味、以下同じ)、Si:0.05〜0.6%、Mn:1.0〜2.5%、sol.Al:0.005〜0.1%、Nb:0.005〜0.1%、B:0.0003〜0.003%、N:0.001〜0.005%、および下記(1)式を満足するTiを夫々含有すると共に、実質的にMoを含まず、且つ下記(2)式で表されるCENが0.20〜0.29%の範囲を満足する化学組成を有する鋼素材を、Nb固溶温度以上1250℃以下に加熱後圧延を開始し、オーステナイト未再結晶域での累積圧下率を60%以下として、オーステナイトの未再結晶化温度−80℃以上で圧延を終了した後空冷し、ベイナイト地に島状マルテンサイト相微細分散したミクロ組織と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た引張強さが590MPa以上の非調質低降伏比高張力鋼板の製造方法。(47.9/14.0)×[N]-0.003≦[Ti]≦0.03(%)……(1)但し、[N]および[Ti]は、夫々NおよびTiの含有量(質量%)を示す。CEN(%)=[C]+A(c){[Si]/24+[Mn]/6+[Cu]/15+[Ni]/20+([Cr]+[Mo]+[Nb]+[V])/5+5[B]} ……(2)但し、A(c)=0.75+0.25・tanh{20([C]−0.12)}であり、[C],[Si],[Mn],[Cu],[Ni],[Cr],[Mo],[Nb],[V]および[B]は、夫々C,Si,Mn,Cu,Ni,Cr,Mo,Nb,VおよびBの含有量(質量%)を示す。

請求項2

前記鋼素材がCu:0.05〜0.5%、Ni:0.05〜3%、Cr:0.05〜1.2%およびV:0.005〜0.20%よりなる群から選択される1種以上を含有するものである請求項1に記載の製造方法。

請求項3

前記鋼素材がCa:0.0005〜0.01%を含有するものである請求項1または2に記載の製造方法。

請求項4

前記鋼素材が希土類元素:0.002〜0.02%を含有するものである請求項1〜3のいずれかに記載の製造方法。

請求項5

ベイナイト地に0.8〜2.5体積%の島状マルテンサイト相が分散したミクロ組織とする請求項1〜4のいずれかに記載の製造方法。

技術分野

0001

本発明は、音響異方性が小さいと共に塑性変形能が大きく且つ溶接性に優れ、しかも引張強さが590MPa以上の溶接構造非調質高張力鋼板を製造する方法に関するものである。

背景技術

0002

引張強さ590MPa以上を有する調質高張力鋼板は、タンク橋梁ペンストック等に使用され、主として焼入れ焼戻しによって製造されている。しかしながら、こうした調質高張力鋼板は、降伏比[(降伏強度引張強度)×100(%)]が通常90%以上と高くなって塑性変形能が低く、大地震時に十分な安全性を確保できず、建築用としては不向きであった。

0003

また、建築用や橋梁用の鋼板では、探傷方向によって著しく音速が変化すると、鋼溶接部に対する超音波斜角探傷において溶接欠陥の正確な位置を検出できないことから、いわゆる「音響異方性」が小さいことが要求される。

0004

これら低降伏比および小さい音響異方性が要求される鋼板の製造方法としては、例えば「日本鋼管技報」[No.122(1988),P5〜10]が提案されている。この技術では、Ac3点以上の温度からなる再加熱焼入れAc1点未満の温度での焼戻し(T)との組合せからなる従来の熱処理(Q−T)方法と異なり、この二つの熱処理の中間に二相域温度(Ac1点以上Ac3点未満)からの焼入れ(Q’)を施すQ−Q’−T法を主眼とするものである。そしてこの技術では、上記焼入れ(Q’)によって、軟質延性に優れるフェライトとより硬質ベイナイト二相組織として、降伏比80%以下、引張強さ590MPa以上を得るものである。

0005

この様な熱処理を活用した低降伏比で音響異方性の小さい中炭素系の各種590MPa級鋼板は、建築用として使用されている。しかしながら、上記技術によって得られる鋼板は、フェライト相の生成を利用したものであり、所定の強度を確保するには、従来の590MPa級鋼板よりも炭素当量を高くする必要があるので、溶接時に100℃程度の予熱が必要となる。また、この様な鋼板を建築用のコンクリート充填鋼管柱(CFT)等の鋼管柱に用いる場合には、冷間曲げ成形後において、フェライト相の加工硬化によるものと考えられる降伏比の著しい上昇が発現し、建築用鋼管に要求される降伏比80%以下を満足させることができず、応力除去焼鈍を付加する必要が生じている。

0006

一方、調質工程が不要の570MPa級鋼の製造方法としては、例えば「川崎製鉄技報」[VOL.30,No.3(1998),P131〜136]が提案されている。この技術では、C含有量をフェライトの固溶限(約0.02%)以下とし、且つMn,Cu,Ni,NbおよびBを適量添加して、ベイナイトの単相化を図ることで570MPa級の38mmおよび75mm厚鋼板空冷ままで製造できることを開示している。

0007

しかしながら、この技術においては、その降伏比は板厚1/4部(以下、「t/4」と記す)で77〜80%と、上記建築用鋼に対する要求値(80%以下)の上限近傍にあり、鋼管柱用としてこの鋼材を冷間曲げ成形した場合には、降伏比が80%を超えることがあるばかりでなく、前述した様な音響異方性については考慮されておらず、建築用としては採用できないのが実状である。

0008

また、極低炭素系のベイナイト組織を活用し、音響異方性を改善すると共に引張強さが570MPa級または590MPa級の鋼材を製造する方法として、例えば特開平9−256042号や同11−193445号等の技術も提案されている。

0009

上記特開平9−256042号では、C:0.001%以上0.030%未満、Si:0.60%以下、Mn:0.20〜3.00%、Ni:2.0%以下、Cu:0.7〜2.0%およびAl:0.10%以下を含む組成になる鋼素材を、860℃以上の温度に加熱して冷却した後、500℃以上800℃未満の温度域再加熱して冷却することによって、素質ばらつきが少なく且つ音響異方性の小さい570MPa級の高強度鋼材を製造する方法について開示されている。

0010

一方、上記特開平11−193445号では、C:0.005〜0.025%、Si:0.60%以下、Mn:0.4〜1.6%、P:0.025%以下、S:0.010%以下、Al:0.1%以下、Cu:0.6〜2%、Ni:0.25〜2.0%、Ti:0.001〜0.050%およびB:0.0002〜0.0030%を、重量比Mn/Cu:2.0以下且つ117Mn(%)+163Cu(%):250〜350の下に含有し、残部がFeおよび不可避不純物からなる成分組成を有する鋳片を、1050〜1250℃に再加熱後、950℃以下の温度域における累積圧下率が50%以下、および仕上圧延が800℃以上の熱間圧延を施すことによって、圧延ままで鋼板の厚み方向の靭性および音響異方性に優れる590MPa級の溶接用極厚鋼板を製造する方法について開示されている。

0011

しかしながら、これらの技術においては、次に示す様な問題がある。まず特開平9−256042号の技術では、得られる鋼材の音響異方性は小さいものの、降伏比は80%を超えるものである。一方、特開平11−193445号の技術では、得られる鋼板の音響異方性は小さく、且つ降伏比も77〜80%であり、建築用鋼材に対する要求値(80%以下)を満足するものの、その余裕代が小さく鋼管柱用としてこの鋼板に曲げ成形した場合には、降伏比が上昇して80%を超えることになる。こうしたことから、曲げ成形が施される鋼板にあっては、上記降伏比は76%以下の低い値を目標とする必要があるが、上記技術ではこうした要求に対応できない。また、この技術では、Cuの析出による強度上昇効果を、析出熱処理ではなく圧延後の冷却過程に依っているので、冷却速度が速い場合には上記効果が安定して得られるとは限らず、しかもこうした効果は板厚に依存することにもなる。

発明が解決しようとする課題

0012

本発明は、従来技術における上記の課題を解決するためになされたものであって、その目的は、溶接施工において予熱不要で、且つ降伏比76%以下を有し、音響異方性が小さいと共に塑性変形能が大きく、しかも溶接性に優れた引張強さ590MPa以上の非調質型低降伏比高張力鋼板を製造する為の有用な方法を提案することにある。

課題を解決するための手段

0013

上記目的を達成することのできた非調質型低降伏比高張力鋼板の製造方法とは、C:0.025〜0.045%、Si:0.05〜0.6%、Mn:1.0〜2.5%、sol.Al:0.005〜0.1%、Nb:0.005〜0.1%、B:0.0003〜0.003%、N:0.001〜0.005%、および下記(1)式を満足するTiを夫々含有すると共に、実質的にMoを含まず、且つ下記(2)式で表されるCENが0.20〜0.29%の範囲を満足する化学組成を有する鋼素材を、Nb固溶温度以上1250℃以下に加熱後圧延を開始し、オーステナイト未再結晶域での累積圧下率を60%以下として、オーステナイトの未再結晶化温度−80℃以上で圧延を終了した後空冷し、ベイナイト地に島状マルテンサイト微細分散したミクロ組織とする点に要旨を有するものである。
(47.9/14.0)×[N]-0.003≦[Ti]≦0.03(%)……(1)
但し、[N]および[Ti]は、夫々NおよびTiの含有量(質量%)を示す。
CEN(%)=[C]+A(c){[Si]/24+[Mn]/6+[Cu]/15+
[Ni]/20+([Cr]+[Mo]+[Nb]+[V])/5+5
[B]} ……(2)
但し、A(c)=0.75+0.25・tanh{20([C]−0.12)}であり、[C],[Si],[Mn],[Cu],[Ni],[Cr],[Mo],[Nb],[V]および[B]は、夫々C,Si,Mn,Cu,Ni,Cr,Mo,Nb,VおよびBの含有量(質量%)を示す。

0014

本発明の製造方法においては、用いる鋼素材の化学成分組成として、上記(2)式に含まれる化学成分のうち、Cu,Ni,Cr,Vの含有量については、Cu:0.05〜0.5%、Ni:0.05〜3%、Cr:0.05〜1.2%、V:0.005〜0.20%であることが好ましい。尚、Cu,Ni,Cr,V等は、鋼板の強度を上昇させるという観点からすれば同効元素であるので、これらの元素の1種以上を適宜選んで含有させるようにすれば良い。

0015

但し、上記(2)式に含まれる化学成分は、上記好ましい範囲を外れて含有してもよいことは勿論であり、こうした鋳片を用いることも本発明の技術的範囲に含まれるものである。また、本発明の製造方法においては、用いる鋳片としては、上記の他、必要によって、(a)Ca:0.0005〜0.01%、(b)希土類元素:0.002〜0.02%、等を含有させることも有効であり、これら含有させる成分に応じて高張力鋼板の特性を更に向上させることができる。

0016

また、上記方法においては、ベイナイト地に0.8〜2.5体積%の島状マルテンサイト相が分散したミクロ組織とすることが好ましい。

発明を実施するための最良の形態

0017

建築用の鋼管柱の様に曲げ成形されて鋼構造物に供される場合には、鋼管成形時におけるスプリングバックの発生および降伏比の上昇等を抑制する為に、ベースとなる鋼材の降伏比を目標76%以下と低位に設定する必要がある。加えて、現行のQ−Q’−T型の低降伏比590MPa級鋼の溶接性も溶接施工の効率化の点から改善する必要がある。

0018

こうしたことから本発明者らは、非調質で溶接低温割れ感受性が低く、且つ76%以下の低降伏比の高張力鋼板が得られる成分系および組織制御、およびその為の製造条件について様々な角度から検討した。

0019

その結果、従来のフェライト固溶限以下の炭素を含むベイナイト組織鋼材が有する高降伏比を低減化させる為には、転位密度の小さい極低炭素ベイナイトを基地とし、この基地中に硬質の島状マルテンサイトを微細分散形成させたミクロ組織とすること、具体的にはC含有量をフェライトの固溶限(0.02%)を超えた0.0025%以上0.045%以下の範囲に増量すると共に変態域を空冷で通過させることが、ベイナイト地の転位密度の低減および島状マルテンサイトとの2相分離化に必要であることが分かった。

0020

また、鋼材の音響異方性を建築用鋼材の要求レベルまで低減させる為には、オーステナイトの未再結晶域での累積圧下率を60%以下とすると共に、圧延仕上温度をオーステナイトの未再結晶化温度−80℃以上とすることによって、JIS Z 3060で規定される横波音速比CSL/CSC[振動方向をL方向(主圧延方向)とC方向(L方向に直角な方向)として得られた横波音速値CSL(m/s)とCSC(m/s)の比]の値を1.02以下にできることも判明した。

0021

更に、N含有量の化学当量分のTi添加および前記N含有量を0.005%以下に規制することで固溶Nの固定化を図ることに加え、焼入性の大きいMoを実質的に含有しないことで、島状マルテンサイトの生成および高温圧延仕上げによる母材靭性劣化補償する共に、大入熱溶接高温に加熱された後に急冷される熱サイクルを受ける溶接継手熱影響部HAZ)の靭性も母材靭性と同様に改善できることが分かった。

0022

一方、溶接性に関しては、前記(2)式で規定されるCENを0.20〜0.29%に制御することによって、引張強さ590MPa以上を確保しつつ予熱不要にできたのである。

0023

上記した化学成分組成および圧延条件に制御することで、従来鋼の様にQ−Q’−Tおよび曲げ成形後の降伏比低減のための応力除去焼鈍といった熱処理を必要とせず、しかも溶接性を大幅に改善した建築用590MPa級鋼板が得られることを見出し、本発明を完成した。以下、本発明の高張力鋼板の特徴である優れた強靭性、低降伏比および良好な溶接性を得る為の化学組成、ミクロ組織、および製造条件の限定理由について説明する。

0024

本発明者らは、C含有量やN含有量を変えたもの、およびMo添加の有無のNb−B−Ti系鋼素材を用い、Nbの固溶温度以上である1100℃に加熱後、オーステナイトの未再結晶域で累積圧下率を50%とし、オーステナイトの未再結晶温度−80℃以上である900℃に圧延を仕上げた後空冷した40mm厚鋼板を用いて、引張試験およびシャルピー衝撃試験を実施した。また、この鋼板の表面側を外面側にしてT方向に冷間曲げ加工(R=20t、R:内側曲げ半径、t:板厚)を施した後、材料の曲げ外面側のt/4近傍から周方向引張試験片(JIS4号)を採取し、降伏比(YR)を求めた。

0025

図1は、圧延まま材および冷間曲げ加工材機械的性質[0.2%オフセット耐力(0.2%YS)、引張強さ(TS)、降伏比(YR=(0.2%YS/TS)×100(%))、破面遷移温度(vTrs)]に及ぼすC含有量の影響を示したグラフである。尚、図1において、○印、△印、●印等に付した数字後記表3、4に示した実験No.を示している(後記図2〜8においても同じ)。この結果から明らかな様に、C含有量が0.025%未満ではYRは高位であるが、C含有量が0.025〜0.045%の範囲では圧延まま材のYRが76%以下と低位で母材靭性も良好(即ち、vTrsが0℃以下)であることが分かる。また、C含有量がこの範囲内では、冷間曲げ加工材においてもYRが80%以下を満足していることが分かる。

0026

図2は、0.03%C−Nb−B−Ti系鋼における圧延ままおよび冷間曲げ加工材の機械的性質に及ぼすN含有量の影響を示したグラフである。この結果から明らかな様に、N含有量が0.002%まで低減すると、圧延まま材の強度が急激に増大して目標YRの上限まで上昇し、一方N含有量が0.005%を超えると強度が低下して母材靭性が劣化することが分かる。

0027

図3は、0.03%C−Nb−B−Ti系鋼における圧延ままおよび冷間曲げ加工材の機械的性質に及ぼすMo含有の有無の影響を示したグラフである。この結果から明らかな様に、Mo添加材は母材靭性が低位であるのに対して、Mo無添加材では母材靭性が高位であることが分かる。

0028

次に、0.03%C−Nb−B−Ti系鋳片を1100℃に加熱後、オーステナイトの未再結晶域での累積圧下率および圧延仕上温度を変化させた圧延を施した後空冷した40mm厚鋼板を用いて、シャルピー衝撃試験および音響異方性(前記横波音速比CSL/CSC)の測定を実施した。

0029

図4は、音響異方性に及ぼす圧延仕上温度の影響を示したグラフである。この結果は、オーステナイトの未再結晶域での累積圧下率が50%のものである。この結果から明らかな様に、圧延仕上温度をオーステナイトの未再結晶化温度(約950℃)−80℃以上では、音響異方性が低位であるのに対して、それ未満の温度では前記横波横波音速比CSL/CSCがJIS Z3060において音響異方性なしと規定される値である1.02以下を満足できなくなる。

0030

図5は、音響異方性に及ぼすオーステナイトの未再結晶域での累積圧下率の影響を示したグラフである。この結果は、圧延仕上げ温度が900℃のものである。この結果から明らかな様に、オーステナイトの未再結晶域での累積圧下率が60%を超える場合には音響異方性が高位であるのに対して、前記累積圧下率が60%以下では音響異方性が低位であることが分かる。

0031

次に、大入熱溶接継手HAZ靭性について、N含有量を変化させたもの、およびMo添加の有無のNb−B−Ti系鋼の40mm厚板から小片切り出し、1350℃に加熱後、800〜500℃間を80sで冷却する(Tc:80s)入熱約20kJ/mm相当の熱サイクルを施したものからシャルピー衝撃試験片(Tc80s材)を採取し、0℃での吸収エネルギー(vE0)を測定した。

0032

図6は、0.03%C−Nb−B−Ti系鋼のTc80s材のHAZ靭性に及ぼすN含有量の影響を示したグラフである。この結果から明らかな様に、N含有量が0.005%を超えるとHAZ靭性が急激に劣化し、極めて低位になるのに対して、N含有量が0.005%以下ではHAZ靭性は建築用590MPa級鋼の母材要求値と同一レベル(vE0)47J以上を十分満足できることが分かる。

0033

図7は、0.03%C−Nb−B−Ti系鋼のTc80s材のHAZ靭性に及ぼすMo含有の有無の影響を示したグラフである。この結果から明らかな様に、Mo含有材のHAZ靭性は上述のvE047Jより低位にあるのに対して、Moを含有しないもののHAZ靭性は高位なレベルを確保できていることが分かる。

0034

次に、0.03%C−Nb−B−Ti系鋼で化学成分組成を調整することによって前記CENを変化させた40mm厚材について、JIS Z 3158に従ってy形溶接割れ試験を行ない、低温割れ防止予熱温度を求めた。その結果を、図8に示す。この結果から明らかな様に、低温割れ防止予熱温度を25℃以下(予熱不要)とするためには、CENを0.29%以下とすることが必要であることが分かる。

0035

次に、本発明の高張力鋼板における化学成分組成の限定理由について説明する。まず、本発明では、上記の様にC:0.025〜0.045%、Si:0.05〜0.6%、Mn:1〜2.5%、sol.Al:0.005〜0.1%、Nb:0.005〜0.1%、B:0.0003〜0.003%、N:0.002〜0.005%、および前記(1)式を満足するTiを夫々含有すると共に、実質的にMoを含まないものとする必要があるが、これらの元素の範囲限定理由は、次の通りである。

0036

C:0.025〜0.045%
Cは、高張力鋼としての強度と低降伏比を確保するために必要な元素であり、引張強さ:590MPa級以上の強度と、低降伏比を得る為に活用する島状マルテンサイトを得るためには、フェライトの固溶限を超える0.025%の添加が必要である。こうした観点から、C含有量は0.025%以上とする必要がある。また、C含有量が0.045%を超えて過剰になると、B−Ti系鋼の場合では、CがM23(B,C)の形で固溶Bと化合して焼入性を低下させる一方で、低炭素〜中炭素ベイナイトやフェライト・パーライト相を生成する様になるので、引張強度が低下すると共に靭性が劣化する。また、耐溶接割れ性も劣化する。従って、C含有量は0.025〜0.045%とする必要がある。尚、冷間曲げ成形材のYRの安定確保および母材、大入熱溶接継手熱影響部の靭性の高位確保の点から、C含有量は0.028〜0.040の範囲が好ましい。

0037

Si:0.05〜0.6%
Siは、脱酸に必要な元素であるが、含有量が0.05%未満では、この効果が少なく、また0.6%を超えて過多に添加すると島状マルテンサイトを増加させて、母材靱性および溶接性を劣化させる。従って、Si含有量は0.05〜0.6%の範囲とする。

0038

Mn:1.0〜2.5%
Mnは、ベイナイト組織鋼の組織を得る為に有効な元素であり、1.0%未満ではこの効果に乏しく、一方、2.5%を超えて過多に含有すると母材靱性および溶接性を劣化させる。従って、Mn含有量は1.0〜2.5%とする必要がある。尚、硫化物系介在物の低減による鋼板の耐水素誘起割れを向上させる観点からして、より好ましい上限は2.0%である。

0039

sol.Al:0.005〜0.1%
sol.Alは脱酸元素であり、またスラブ加熱時のオーステナイト粒成長抑制作用もあるが、その含有量が0.005%未満ではこうした効果が発揮されず、また0.1%を超えて過剰に含有されると靱性の劣化をもたらす。従って、sol.Alの含有量は0.005〜0.1%の範囲とする。

0040

Nb:0.005〜0.1%
Nbは、結晶粒微細化作用を有し、低C−B−Ti系鋼の場合に非調質でも変態強化作用をもたらす元素である。その効果を得るためには、Nb含有量は0.005%以上とする必要があるが、0.1%を超えて過剰に含有させると、靱性および溶接性を劣化させる傾向にある。従って、Nb含有量は0.005〜0.1%とする。尚、溶接継手熱影響部(HAZ)の靱性を確保するという観点からして、好ましくは上限を0.05%とするのが良い。

0041

B:0.0003〜0.003%
Bは、固溶状態オーステナイト粒界偏析した場合強度を向上させ、低C系でもベイナイト組織を安定して生成させるのに不可欠の元素である。その効果を発揮させるには、B含有量は0.0003%以上必要である。一方、B含有量が0.003%を超えると、強度向上効果飽和するとともに、母材靱性および溶接性を劣化させる。従って、B含有量は0.0003〜0.003%とする必要がある。

0042

N:0.001〜0.005%、およびTiが上記(1)式を満足する量
Nは少量ほどBによる焼入性向上によく効く元素であるが、TiN,AlNとしてスラブ加熱時のオーステナイト粒の成長を抑制するという観点から0.001%以上含有させる必要がある。しかしながら、Nの含有量が0.005%超えると、Tiの含有量を適切にしても母材および溶接熱影響部の靱性を著しく劣化させる。従って、N含有量は0.001〜0.005%とする必要がある。尚、母材および溶接熱影響部の靱性を高位で確保するためには、N含有量は0.0020〜0.0045%の範囲が好ましい。

0043

一方、Tiは脱酸作用並びに固溶Nの固定化によるBの焼入性向上効果の促進作用を有する。固溶Nの固定化を図る為には、TiをN含有量[N] の化学当量分[(47.9/14.0)×[N] ]−0.003%以上を含有させるのが良く、それ未満になると固溶Bが析出物(BN等)などの形で析出して焼入性が低下するため、強度低下を惹き起こす。また、Tiの含有量が0.03%を超えると、母材靱性を劣化させることになる。従って、Tiの含有量は( 47.9/14.0) ×[N]−0.003〜0.03%の範囲とする。

0044

Mo:実質的に含まない
Moは、非調質ままでも焼入性向上に有効な元素であるが、本発明温度範囲で圧延を施す場合、このMoを含有させることは母材やHAZの靭性を却って低下させることが判明した。そこで、本発明では良好な靭性を発揮させる為に、Moは実質的に含有しないものとした。尚、「実質的に含まない」とは、製鋼原料から不可避的に混入してくる量(例えば、0.01%以下程度)の含有は許容できることを意味する。

0045

本発明の非調質型低降伏比高張力鋼板において、上記(2)式に含まれる化学成分のうち、Cu,Ni,Cr,Vの含有量については、Cu:0.05〜0.5%、Ni:0.05〜3%、Cr:0.05〜1.2%、V:0.005〜0.20%であることが好ましい。尚、Cu,Ni,Cr,V等は、鋼板の強度を上昇させるという観点からすれば同効元素であるので、これらの元素の1種以上を適宜選んで含有させるようにすれば良い。これらの元素の範囲限定理由は、次の通りである。

0046

Cu:0.05〜0.5%、Ni:0.05〜3%、Cr:0.05〜1.2%、V:0.005〜0.20%よりなる群から選ばれる1種以上
Cuは、固溶強化による強度上昇に有効な元素である。Cu含有量が0.05%未満ではこのような効果を十分に発揮できず、また0.5%を超えて添加すると、母材靱性を劣化させるとともに熱間割れが発生し易くなる。従って、Cu含有量は0.05〜0.5%の範囲とするのが好ましい。

0047

Niは、強度および靱性を向上し、またCuの添加による熱間加工性の劣化を抑制する。Niの含有量が0.05%未満ではその十分な効果は得られず、また3%を超えて含有させると、スケール疵が発生し易くなり、またコストアップにもなる。従って、Ni含有量は0.05〜3%の範囲とすることが好ましい。

0048

Crは、強度上昇に有効な元素である。Crの含有量が0.05%未満ではその効果を十分発揮できず、また1.2%を超えて含有させると溶接性を害する。従って、Cr含有量は0.05〜1.2%の範囲とすることが好ましい。

0049

Vは、強度上昇に有効な元素であり、その効果を得るためには、0.005%以上含有させることが好ましいが、0.20%を超えて含有させても、その効果が飽和するとともに溶接性を害する。

0050

上記(2)式に含まれる化学成分は、上記好ましい範囲を外れて含有してもよいことは勿論であり、こうした鋼板も本発明の技術的範囲に含まれるものである。また、本発明で対象とする非調質型低降伏比高張力鋼板においては、上記の成分の他は鉄および不可避不純物からなるものであるが、必要によって、(a)Ca:0.0005〜0.01%、(b)希土類元素:0.002〜0.02%、等を含有させることも有効であり、これら含有させる成分に応じて高張力鋼板の特性を更に向上させることができる。これらの成分の範囲限定理由は下記の通りである。尚、これらの成分以外にも、本発明の高張力鋼板においては、その特性を阻害しない程度の微量成分も含み得るものであり、こうした高張力鋼板も本発明の範囲に含まれるものである。

0051

Ca:0.0005〜0.01%
Caは非金属介在物球状化作用を有し、機械的性質の異方性の低減に有効であるが、含有量が0.0005%未満では、その十分な効果は得られず、また0.01%を超えて含有させると介在物の増加により靱性が劣化する。従って、Ca含有量は0.0005〜0.01%の範囲とすることが好ましい。

0052

希土類元素:0.002〜0.02%
希土類元素(以下、「REM」と略記する)は、そのオキシサルファイドとしてTiN共存下でオーステナイト異常粒成長を抑制して溶接熱影響部の靱性を向上させる元素であるが、0.002%未満ではこうした効果が発揮されず、0.02%を超えて過剰に含有されると鋼の清浄度を悪くして内部欠陥を発生させる。従って、REMの含有量は0.002〜0.02%の範囲とするのが好ましい。尚、REMとは、周期律表第3属に属するスカンジウム(Sc),イットリウム(Y)およびランタノイド系列希土類元素等の17元素の総称であり、本発明ではこれらの元素のいずれをも使用できる。

0053

ところで、本発明の高張力鋼板においては、前記(2)式で表されるCENが0.20〜0.29%の範囲である必要があるが、その理由は次の通りである。このCENは、「鋼の溶接硬化性及び低温割れを評価する炭素当量」[製鉄研究、第307号(1982),p117〜128]の中で指標とされた溶接熱影響部の硬化性を表現する炭素当量であるが、このCENが0.20%未満では厚肉材で引張強さ590MPa級を満足できなくなる。また、CENが0.29%を超えると溶接性を害するため、溶接時に予熱が必要となる。従って、CENは0.20〜0.29%の範囲とする必要がある。

0054

次に、本発明の製造条件における限定理由について説明する。本発明の製造方法では、上述した組成に成分調整した鋼片(鋳片を含む)を、Nb固溶温度以上1250℃以下に加熱後圧延を開始し、オーステナイトでの未再結晶域での累積圧下率を60%以下とし、オーステナイトの未再結晶化温度−80℃以上で圧延を終了した後、空冷することによって、音響異方性が小さく母材靭性の良好な引張強さ590MPa級鋼板が得られる。

0055

本発明の上記製造方法において、加熱温度をNb固溶温度以上とするのは、一旦組織をNbが完全固溶したオーステナイトとする為である。一方、1250℃を超える加熱は、オーステナイトが粗大化し、圧延によって十分な細粒化が図れなくなり、その結果として靭性を低下させることになる。

0056

次いで、熱間圧延ではオーステナイトの未再結晶域での累積圧下率が60%を超えると、集合組織発達によって音響異方性が大きくなることから、累積圧下率を60%以下とする必要がある。

0057

圧延仕上温度がオーステナイトの未再結晶化温度−80℃を下回ると、音響異方性が前記横波音速比CSL/CSCで1.02以下を満足しなくなることから、圧延仕上温度はオーステナイトの未再結晶化温度−80℃以上とする必要がある。圧延後の冷却については、変態域で加速冷却を施すと母材のYRが目標上限である76%を超えてしまう場合が生じるので、YRの低位安定確保という観点から、空冷とするのが良い。

0058

上記した条件要件を満足させて製造することによって、ベイナイト地に島状マルテンサイト相が微細分散したミクロ組織とすることができ、こうした組織とすることによって上記した効果が発揮されるのである。尚、上記ミクロ組織として、ベイナイト地における島状マルテンサイト量(体積率)は、0.8〜2.5体積%程度であることが好ましい。この体積率が、0.8体積%未満の組織では、降伏比76%以下を満足できない。一方、島状マルテンサイト量(体積率)が2.5体積%を超えると、母材靱性を劣化させる。

0059

以下、実施例によって本発明を更に具体的に示すが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の趣旨に徴して設計変更することはいずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。

0060

下記表1,2に示す化学成分組成を有する各種鋼種の溶製スラブ制御圧延(CR)して40〜100mm厚の鋼板を製造した。

0061

0062

0063

それぞれの鋼板から引張試験片(JIS4号、T方向)およびシャルピー衝撃試験片(JIS4号、t/4、L方向)を採取し、引張試験および衝撃試験を実施した。また、ミクロ組織を顕微鏡で観察して、島状マルテンサイト量(体積%)を求めると共に、上記鋼板の音響異方性を評価する為に、JIS Z 3060に準拠して横波音速比(CSL/CSC)を求めた。

0064

一方、上記各鋼板を表面側を外面側にしてT方向に冷間曲げ加工(R=20t)を施した後、曲げ外面側のt/4近傍から周方向に引張試験片(JIS4号)を採取し、引張試験を実施してYRを求めた。

0065

また、上記鋼板の溶接性を評価するために、JIS Z 3158に従うy形溶接割れ試験片を採取して、低温割れ防止予熱温度を測定した。

0066

更に、大入熱溶接継手のHAZの靭性を評価する為に、入熱約20kJ/mm相当の熱サイクル[最高加熱温度1350℃保持後、800〜500℃の冷却時間(Tc)を80sで冷却]を付加した試験片で、シャルピー衝撃試験片を採取し、衝撃試験を実施した。これらの試験結果を、製造条件と共に下記表3、4に示す。

0067

0068

0069

まず、実験No.1のものは、Q−Q’(2相域焼入れ)−Tで製造した40mm厚の低降伏比590MPa級鋼板である。実験No.2〜6は、Nb−B−Ti系の40mm厚の非調質鋼板材質に及ぼすC含有量の影響を示したものである。実験No.7,8,34は、同じく材質に及ぼすN含有量の影響を示したものである。実験No.9は、同じく材質におよぼすMo含有量の影響を示したものである。実験No.10〜12は、同じく材質に及ぼす炭素当量CENの影響を示したものである。

0070

実験No.13,14は、同じく材質に及ぼすSi含有量の影響を示したものである。実験No.15〜17は、同じく材質に及ぼすMn含有量の影響を示したものである。実験No.18、19は、同じく材質に及ぼすCu含有量の影響を示したものである。

0071

実験No.20は、同じく材質に及ぼすNi含有量の影響を示したものである。実験No.21は、同じく材質に及ぼすCr含有量の影響を示したものである。実験No.22は、同じく材質におよぼすV含有量の影響を示したものである。

0072

実験No.23は、同じく材質におよぼすB含有量の影響を示したものである。実験No.24〜26は、同じく材質に及ぼすTi含有量の影響を示したものである。実験No.27は、同じく材質に及ぼすCa含有量の影響を示したものである。

0073

実施例No.28は、同じく材質に及ぼすREM含有量の影響を示したものである。実験No.29は、同じく材質におよぼす板厚の影響を示したものである。実験No.30は、同じく材質におよぼす圧延仕上温度の影響を示したものである。

0074

実験No.31は、同じく材質の及ぼすオーステナイト未再結晶域での累積圧下率の影響を示したものである。実験No.32は、同じく材質の及ぼす加熱温度の影響を示したものである。実験No.33は、同じく材質の及ぼす圧延後の冷却速度の影響を示したものである。

0075

これらの結果から明らかな様に、本発明で規定する化学成分および圧延・冷却条件を満足する鋼板は、降伏強度(0.2%YS):440MPa以上、引張強度(TS):590MPa以上、降伏比(YR):76%以下および破面遷移温度(vTrs):0℃以下、R=20tの冷間曲げ加工後のYR:80%以下の機械的特性を有すると共に、横波音速度比(CSL/CSC):1.02以下の音響異方性を有したものとなる。また、y形溶接割れ試験での低温割れ防止予熱温度が25℃以下と予熱を必要としないものである。しかも、例えば10kJ/mmもの大入熱溶接が施されても、母材同様に47J以上の溶接熱影響部(HAZ)の靭性を有するものとなる。

0076

これに対して、比較例のものでは、降伏強度、引張強度、降伏比、母材靭性、冷間曲げ加工後のYR、音響異方性、溶接性および大入熱溶接継手HAZ靭性のいずれかの特性が劣化している。

発明の効果

0077

本発明は以上の様に構成されており、溶接施工において予熱不要で音響異方性が小さく、76%以下の降伏比および大入熱溶接HAZ靭性を兼ね備えた引張強さ590MPa以上を有する高張力鋼板が製造できた。この様にして得られた鋼板は、コンクリート充填鋼管柱(CFT)の様に、冷間曲げ成形が施されたも応力除去焼鈍なしでYR80%以下を満足させ得るものであり、建築用のみならず、音響異方性が要求された耐震設計橋梁用の鋼材等へも適用できるものである。しかも、これらの特性は、非調質で具備できるものであり、鋼板製造および溶接施工に対して省工程、コスト低減および省エネルギー派生効果を生むものである。

図面の簡単な説明

0078

図1圧延まま材および冷間曲げ加工材の機械的性質に及ぼすC含有量の影響を示したグラフである。
図20.03%C−Nb−B−Ti系鋼における圧延ままおおび冷間曲げ加工材の機械的性質に及ぼすN含有量の影響を示したグラフである。
図30.03%C−Nb−B−Ti系鋼における圧延ままおよび冷間曲げ加工材の機械的性質に及ぼすMo含有の有無の影響を示したグラフである。
図4音響異方性に及ぼす圧延仕上げ温度の影響を示したグラフである。
図5音響異方性に及ぼすオーステナイトの未再結晶域での累積圧下率の影響を示したグラフである。
図60.03%C−Nb−B−Ti系鋼のTc80s材のHAZ靭性に及ぼすN含有量の影響を示したグラフである。
図70.03%C−Nb−B−Ti系鋼のTc80s材のHAZ靭性に及ぼすMo含有の有無の影響を示したグラフである。
図8JIS Z 3158による低温割れ防止予熱温度に及ぼす炭素当量(CEN)の影響を示したグラフである。

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