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技術 鋼板

出願人 日本製鉄株式会社
発明者 本間竜一篠原康浩浦川智樹石橋清司渡部義之
出願日 2018年8月28日 (2年7ヶ月経過) 出願番号 2018-159276
公開日 2020年3月5日 (1年0ヶ月経過) 公開番号 2020-033584
状態 未査定
技術分野 鋼の加工熱処理
主要キーワード 酸化物数 選択的添加 ボロン量 化学的親和力 使用性能 厚手鋼板 最小板厚 楕円近似
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重要な関連分野

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課題

超大入熱溶接部の靭性に優れた鋼板を提供する。

解決手段

Ceq(W)が0.34〜0.42%、Pcmが0.185〜0.230、f−Nが10.0以上、eBが4.0以下;B/Nが、0.20〜0.50、鋼中に、円相当直径で0.5〜5.0μmの粒子が1.00×102〜1.00×104個/mm2の個数密度で存在し、前記粒子のうち、原子%で10%以上のCaあるいはMgを含む粒子の割合が30%以上である鋼板。ここで、Ceq(W)=C+Si/24+Mn/6+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14・・・(1)Pcm=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5×B・・・(2)f−N=10000×(N−eTi/3.4)・・・(3)eB=10000×[B−0.77×{N−0.29×(Ti−2×OTi)}]・・・(4)

概要

背景

近年、日本国内超高層建築物は、無柱大空間化及び用途複合化が求められており、設計応力の増大に伴い、高強度厚手材の需要が増えている。溶接鋼構造物には、大型化、破壊に対する高い安全性、高能率溶接化、素材鋼材)の経済性等が求められてきている。このような動向を受け、溶接鋼構造物に使用される鋼板に対し、(1)厚手高強度化、(2)大入熱溶接下での熱影響部高靭性化、(3)低コスト化等のニーズが高まりつつある。

具体的には、(超)高層ビルに用いられる板厚40〜100mmの厚手鋼板(以下、厚手材と称することがある)に対し、(1)降伏強度325〜650MPa、かつ引張強度490〜720MPaの確保、(2)溶接入熱量20kJ/mm以上の溶接部シャルピー衝撃吸収エネルギー:vE(0℃)≧70Jの確保、(3)高価合金元素の低減(Ni量≦1.0質量%等)を同時に満たすことが要求される。

耐溶接冷間割れ性などの工作上の溶接性はもとより、使用性能上の溶接性、特に熱影響部(Heat Affected Zone:以下、HAZと称することがある)靭性を考慮した前記強度クラスの鋼板においては、加工熱処理:TMCP(Thermo−Mechanical Control Process)によって製造されることが多い。なかでも、板厚40〜100mmの厚手鋼板では、加速冷却によっても十分な冷速が得られないことに起因して強度確保が困難なゆえに、ボロン(B)添加による高強度化を図るケースがある。Bは、圧延後のオーステナイト(γ)粒界に固溶状態偏析し、γ粒界からのフェライト変態を抑制、すなわち焼入性を高める効果を有する。このため、B添加は、圧延後の加速冷却によっても十分な冷速が得られにくい厚手鋼板においても高強度化が図れる。

特許文献1では、NbとBを複合添加することによって高強度化を図っている。特許文献1の実施例に示されているように、この場合の圧延終了温度は930〜1000℃と高いことが特徴であり、再結晶γから加速冷却することを必須条件として、NbとBの複合効果を発揮させて高い焼入性を引き出すことにより、強度を高めている。圧延終了温度を930℃よりも低い未再結晶域として低温圧延を行った場合、靭性は満足するものの強度特性は満足できず、Nb−B複合効果による高強度化が難しいことも示されている。

また、特許文献1では、大入熱溶接HAZにおけるB利用技術を開示しており、0.30〜0.38%のCeqの下で、γ中固溶Bによる粒界フェライト抑制効果焼入性向上効果)を享受しつつ、γ中BNによる粒内フェライト促進効果(焼入性低減効果)を併用することの有効性を示している。

すなわち、特許文献1におけるB利用技術を要約すると、γ中固溶Bによる焼入性向上効果を母材と大入熱溶接HAZで利用すると同時に、γ中析出B(ここではBN)による焼入性低減効果を大入熱溶接HAZで利用している。

特許文献2、3では、大入熱溶接HAZ靭性を高めるために、HAZの冷却過程でγ中に析出するVNをピン止め粒子酸化物硫化物)に複合析出させ、このVN複合粒子フェライト変態核として作用してHAZ組織微細化している。

一方、非特許文献1に示されるように、V添加によって母材の強度が上昇する効果は広く知られている。

以上説明したように、BあるいはVの添加によって、母材の強度が向上する効果と、大入熱溶接HAZの靭性が向上する効果が知られている。

また、特許文献4は、下記の二つの手段を講じることにより、鋼板の強度を安定かつ十分に確保することを開示している。
(1)第一の手段は、TMCP条件の精緻な制御と、eBを0.0001%以上、含有B量の1/2以下に制御することでγ中に焼入性に寄与する固溶Bと変態核として寄与する析出B(BN)を併用することで、高強度と細粒化効果による高靭性に同時に達成する。
(2)第二の手段は、V炭化物による析出強化を利用して母材強度を高める。

概要

超大入熱溶接部の靭性に優れた鋼板を提供する。Ceq(W)が0.34〜0.42%、Pcmが0.185〜0.230、f−Nが10.0以上、eBが4.0以下;B/Nが、0.20〜0.50、鋼中に、円相当直径で0.5〜5.0μmの粒子が1.00×102〜1.00×104個/mm2の個数密度で存在し、前記粒子のうち、原子%で10%以上のCaあるいはMgを含む粒子の割合が30%以上である鋼板。ここで、Ceq(W)=C+Si/24+Mn/6+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14・・・(1)Pcm=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5×B・・・(2)f−N=10000×(N−eTi/3.4)・・・(3)eB=10000×[B−0.77×{N−0.29×(Ti−2×OTi)}]・・・(4)なし

目的

前述したように、特許文献4は板厚50〜100mm厚の靭性に優れた鋼板を提供する

効果

実績

技術文献被引用数
0件
牽制数
0件

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請求項1

質量%で、C:0.05〜0.12%Si:0.20%以下Mn:1.00〜2.00%Nb:0.004〜0.020%V:0.10%以下Ti:0.0030〜0.0180%Al:0.0040〜0.0800%N:0.0030〜0.0080%B:0.0006〜0.0025%Ca:0.0003〜0.0040%Mg:0.0003〜0.0040%O:0.0015〜0.0040%を含有し、P:0.020%以下S:0.010%以下に制限され、残部が鉄および不可避的不純物からなり、下記式(1)の炭素当量Ceq(W)が0.34〜0.42%であり、下記式(2)のPcmが0.185〜0.230であり、下記式(3)のf−Nが10.0以上であり、下記式(4)のeBが4.0以下であり、N含有量に対するB含有量の割合(B/N)が、0.20〜0.50であり、鋼中に、円相当直径で0.5〜5.0μmの粒子が1.00×102〜1.00×104個/mm2の個数密度で存在し、前記粒子のうち、原子%で10%以上のCaあるいはMgを含む粒子の割合が30%以上であることを特徴とする鋼板。ここで、Ceq(W)=C+Si/24+Mn/6+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14・・・(1)Pcm=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5×B・・・(2)f−N=10000×(N−eTi/3.4)・・・(3)eB=10000×〔B−0.77×{N−0.29×(Ti−2×OTi)}〕・・・(4)eTi=Ti−2×OTi・・・(5)OTi=O−0.4×Ca−0.66×Mg−0.17×REM−0.89×Al・・・(6)とし、式(1)乃至式(6)に示す元素は、鋼中に含有されているそれぞれの元素の含有量(質量%)とし、不可避的不純物として混入した元素も計算に含める。また、式(6)によって与えられるOTiが0以下の場合、式(4)及び(5)において、OTiに0を代入する。

請求項2

さらに、質量%で、Cu:0.10〜1.00%Ni:0.10〜1.00%Cr:0.03〜0.80%Mo:0.03〜0.40%REM:0.0003〜0.0100%Zr:0.0003〜0.0100%のうちの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に記載の鋼板。

請求項3

更に、下記式(7)のPcmESが0.13〜0.16であることを特徴とする、請求項1又は2に記載の鋼板。PcmES=C/4+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/3+Nb/2+23×MAX((B−10.8/14.1×(MAX(N−Ti/3.4,0)),0)・・・(7)但し、式(7)に示す元素は、鋼中に含有されているそれぞれの元素の含有量(質量%)とし、不可避的不純物として混入した元素も計算に含める。

請求項4

板厚中心から両面方向へ板厚1/4厚みにおける金属組織が、フェライト面積率で3%〜20%又は15度大角粒径が85μm以下かつアスペクト比が1.8以上の旧オーステナイト粒から生成する相を含むことを特徴とする、請求項1乃至3のうちいずれか1項に記載の鋼板。

請求項5

40mm〜100mmの板厚を有することを特徴とする、請求項1乃至4のうちいずれか1項に記載の鋼板。

請求項6

引張強さが550MPa〜740MPa、降伏比が78%以下であることを特徴とする、請求項1乃至5のうちいずれか1項に記載の鋼板。

技術分野

0001

本発明は、鋼板に関するものである。本発明の鋼板は、超大入熱溶接部の靭性に優れた鋼板として、超高層建築物等の溶接構造物に好適に使用することができる。

背景技術

0002

近年、日本国内超高層建築物は、無柱大空間化及び用途複合化が求められており、設計応力の増大に伴い、高強度厚手材の需要が増えている。溶接鋼構造物には、大型化、破壊に対する高い安全性、高能率溶接化、素材鋼材)の経済性等が求められてきている。このような動向を受け、溶接鋼構造物に使用される鋼板に対し、(1)厚手高強度化、(2)大入熱溶接下での熱影響部高靭性化、(3)低コスト化等のニーズが高まりつつある。

0003

具体的には、(超)高層ビルに用いられる板厚40〜100mmの厚手鋼板(以下、厚手材と称することがある)に対し、(1)降伏強度325〜650MPa、かつ引張強度490〜720MPaの確保、(2)溶接入熱量20kJ/mm以上の溶接部シャルピー衝撃吸収エネルギー:vE(0℃)≧70Jの確保、(3)高価合金元素の低減(Ni量≦1.0質量%等)を同時に満たすことが要求される。

0004

耐溶接冷間割れ性などの工作上の溶接性はもとより、使用性能上の溶接性、特に熱影響部(Heat Affected Zone:以下、HAZと称することがある)靭性を考慮した前記強度クラスの鋼板においては、加工熱処理:TMCP(Thermo−Mechanical Control Process)によって製造されることが多い。なかでも、板厚40〜100mmの厚手鋼板では、加速冷却によっても十分な冷速が得られないことに起因して強度確保が困難なゆえに、ボロン(B)添加による高強度化を図るケースがある。Bは、圧延後のオーステナイト(γ)粒界に固溶状態偏析し、γ粒界からのフェライト変態を抑制、すなわち焼入性を高める効果を有する。このため、B添加は、圧延後の加速冷却によっても十分な冷速が得られにくい厚手鋼板においても高強度化が図れる。

0005

特許文献1では、NbとBを複合添加することによって高強度化を図っている。特許文献1の実施例に示されているように、この場合の圧延終了温度は930〜1000℃と高いことが特徴であり、再結晶γから加速冷却することを必須条件として、NbとBの複合効果を発揮させて高い焼入性を引き出すことにより、強度を高めている。圧延終了温度を930℃よりも低い未再結晶域として低温圧延を行った場合、靭性は満足するものの強度特性は満足できず、Nb−B複合効果による高強度化が難しいことも示されている。

0006

また、特許文献1では、大入熱溶接HAZにおけるB利用技術を開示しており、0.30〜0.38%のCeqの下で、γ中固溶Bによる粒界フェライト抑制効果焼入性向上効果)を享受しつつ、γ中BNによる粒内フェライト促進効果(焼入性低減効果)を併用することの有効性を示している。

0007

すなわち、特許文献1におけるB利用技術を要約すると、γ中固溶Bによる焼入性向上効果を母材と大入熱溶接HAZで利用すると同時に、γ中析出B(ここではBN)による焼入性低減効果を大入熱溶接HAZで利用している。

0008

特許文献2、3では、大入熱溶接HAZ靭性を高めるために、HAZの冷却過程でγ中に析出するVNをピン止め粒子酸化物硫化物)に複合析出させ、このVN複合粒子フェライト変態核として作用してHAZ組織微細化している。

0009

一方、非特許文献1に示されるように、V添加によって母材の強度が上昇する効果は広く知られている。

0010

以上説明したように、BあるいはVの添加によって、母材の強度が向上する効果と、大入熱溶接HAZの靭性が向上する効果が知られている。

0011

また、特許文献4は、下記の二つの手段を講じることにより、鋼板の強度を安定かつ十分に確保することを開示している。
(1)第一の手段は、TMCP条件の精緻な制御と、eBを0.0001%以上、含有B量の1/2以下に制御することでγ中に焼入性に寄与する固溶Bと変態核として寄与する析出B(BN)を併用することで、高強度と細粒化効果による高靭性に同時に達成する。
(2)第二の手段は、V炭化物による析出強化を利用して母材強度を高める。

0012

特許第3599556号公報
特開2005−298900号公報
特開2007−262508号公報
特許第5895780号公報

先行技術

0013

CAMP−ISIJ、6(1993)、684

発明が解決しようとする課題

0014

一般に、母材やHAZの強度と靭性を高める希少元素としてNiが知られている。しかし、Niは高価な元素でもあると同時に、Ni添加鋼は表面疵が生じやすく、その手入工程が発生するという問題がある。したがって、Ni添加は、低コスト(高価合金低減)化と高HAZ靭性化との間で、また、Ni添加に伴う炭素当量(Ceq)増加により大入熱溶接HAZが硬化して脆化するため、特に厚手材の高強度化と高HAZ靭性化との間で利害が対立する。

0015

このため、上述のような互いに利害が対立する上記(1)〜(3)の三つのニーズを同時に満足する鋼板の開発が強く求められているのが実情である。

0016

前述したように、特許文献4は板厚50〜100mm厚の靭性に優れた鋼板を提供することを課題とする。しかし、角形柱のダイヤフラムに適用される鋼板の板厚が60mm以上になる溶接継手では、溶接入熱が100kJ/mmを超える超大入熱溶接となる場合があり、この条件下で安定的にvE(0℃)≧100Jとなる溶接HAZ靭性を確保することが難しい。

0017

大地震発生下における超高層建築物の倒壊を防ぐため、近年、耐震性要求レベルが高まっている。角形柱(「BOX柱」ともいう。)の塑性変形能を確保するためには、鋼材の降伏比が低い方が有利であり、降伏比が78%以下であることが望まれる。

0018

本発明は上記実情に鑑みてなされたものであり、(1)板厚40〜100mm、引張強度が550MPa〜740MPa、降伏比が78%以下の高強度で、(2)溶接入熱量>100kJ/mmの超大入熱に対してもvE(0℃)≧100Jとなる溶接HAZ靭性を有し、(3)高価合金元素の低減(Ni≦1.0質量%等)等による低コストを実現できる超大入熱溶接部における靭性が優れる鋼板を提供することを目的とする。

課題を解決するための手段

0019

溶接入熱の増大に伴って、変態温度付近(800℃〜500℃)の冷速が1℃/sに低下し(例えば、スキンプレート90mm、ダイヤフラム75mmの場合、計算上、溶接入熱125kJ/mm、800〜500℃間の平均冷却速度0.5℃/s(628秒))、フェライトベイナイトが粗大化する。このような入熱増に伴う冷却速度の低下は板厚の増加によって顕著であって、HAZ組織の微細化には不利な条件である。本発明者らは、微量のNbを利用して厚手高強度化を実現する一方、f−Nの増加、eBの適正化、B/N比規制の追加によって、固溶Bによる母材強化の効果を損なうことなく、BN析出を積極的に活用する成分設計をすることができ、HAZ靱性を改善できることを見出した。

0020

一般的にはNbは制御圧延必須元素であり、鋼板の強度靱性改善には有効だが、HAZを硬化させるのでHAZ靱性には不利とされている。しかしながら、本発明はNbを活用して厚手高強度化を実現する一方で、添加Nb量を微量とすることで前述したようにf−Nの増加、eBの適正化、B/N比の規制の追加によって、HAZ靱性を改善し、Nbの悪影響を抑制する作用効果が得られることを見出した。
すなわち、NやNbなどの微量元素添加量適正化と母材製造条件の高精度制御により、Bの固溶、析出の高精度制御が可能となり、厚手鋼材の特性確保とHAZ靱性の改善を高度に両立することが可能となった。

0021

また、本発明者らは、溶接入熱の増大で懸念されるHAZ軟化においてもNb添加は有効であること、制御圧延効果により母材の細粒化が可能となり、強度靱性バランスが改善した結果、母材の熱処理が不要となることも知見した。

0022

また、本発明者らは、C、Nb、Bの影響を考慮して公知のPcmを改良することで大入熱HAZ硬度を十分に再現することを知見した。すなわち、本発明者らは、下記式のPcmESの値を大入熱HAZの硬度を表す指標として用いることができ、この値が低い程、HAZ硬度が低く、HAZ靱性が向上することを見出した。
PcmES=C/4+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/3+Nb/2+23×MAX((B−10.8/14.1×(MAX(N−Ti/3.4,0)),0)

0023

従来からHAZの硬度はCeq、Pcmといった焼入れ性指標相関があることが知られていた。しかし、従来の思想に基づく成分設計では、更なる高強度厚手化とHAZ靱性の両立は困難であった。これに対して、本発明者らは、従来公知のPcmにC、Nb、Bの影響を考慮することにより、HAZ靱性を支配するボンド部近傍のHAZ硬度の軟化抑制と母材強度確保を同時に満足する成分を見いだした。本発明者らの前記知見に基づく本発明の要旨は、下記の通りである。

0024

(1) 質量%で、
C :0.05〜0.12%
Si:0.20%以下
Mn:1.00〜2.00%
Nb:0.004〜0.020%
V :0.10%以下
Ti:0.0030〜0.0180%
Al:0.0040〜0.0800%
N :0.0030〜0.0080%
B :0.0006〜0.0025%
Ca:0.0003〜0.0040%
Mg:0.0003〜0.0040%
O :0.0015〜0.0040%
を含有し、
P :0.020%以下
S :0.010%以下に制限され、
残部が鉄および不可避的不純物からなり、
下記式(1)の炭素当量Ceq(W)が0.34〜0.42%であり、
下記式(2)のPcmが0.185〜0.230であり、
下記式(3)のf−Nが10.0以上であり、
下記式(4)のeBが4.0以下であり、
含有量に対するB含有量の割合(B/N)が、0.20〜0.50であり、
鋼中に、円相当直径で0.5〜5.0μmの粒子が1.00×102〜1.00×104個/mm2の個数密度で存在し、前記粒子のうち、原子%で10%以上のCaあるいはMgを含む粒子の割合が30%以上であることを特徴とする鋼板。
ここで、
Ceq(W)=C+Si/24+Mn/6+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14・・・(1)
Pcm=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5×B・・・(2)
f−N=10000×(N−eTi/3.4)・・・(3)
eB=10000×[B−0.77×{N−0.29×(Ti−2×OTi)}]・・・(4)
eTi=Ti−2×OTi・・・(5)
OTi=O−0.4×Ca−0.66×Mg−0.17×REM−0.89×Al・・・(6)
とし、
式(1)乃至式(6)に示す元素は、鋼中に含有されているそれぞれの元素の含有量(質量%)とし、不可避的不純物として混入した元素も計算に含める。また、式(6)によって与えられるOTiが0以下の場合、式(4)及び(5)において、OTiに0を代入する。
(2) さらに、質量%で、
Cu:0.10〜1.00%
Ni:0.10〜1.00%
Cr:0.03〜0.80%
Mo:0.03〜0.40%
REM:0.0003〜0.0100%
Zr:0.0003〜0.0100%
のうちの1種または2種以上を含有することを特徴とする、(1)に記載の鋼板。
(3) 更に、下記式(7)のPcmESが0.13〜0.16であることを特徴とする、(1)項又は(2)項に記載の鋼板。
但し、式(7)に示す元素は、鋼中に含有されているそれぞれの元素の含有量(質量%)とし、不可避的不純物として混入した元素も計算に含める。
PcmES=C/4+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/3+Nb/2+23×MAX((B−10.8/14.1×(MAX(N−Ti/3.4,0)),0)・・・(7)
(4)板厚中心から両面方向へ板厚1/4厚みにおける金属組織が、フェライトを面積率で3%〜20%又は15度大角粒径が85μm以下かつアスペクト比が1.8以上の旧オーステナイト粒から生成する相を含むことを特徴とする、(1)項乃至(3)項のうちいずれかに記載の鋼板。
(5) 40mm〜100mmの板厚を有することを特徴とする、(1)項乃至(4)項のうちいずれかに記載の鋼板。
(6) 引張強さが550MPa〜740MPa、降伏比が78%以下であることを特徴とする、(1)項乃至(5)項のうちいずれかに記載の鋼板。

発明の効果

0025

本発明は上記実情に鑑みてなされたものであり、(1)板厚40〜100mm、引張強度が550MPa〜740MPa、降伏比が78%以下の高強度で、(2)溶接入熱量>100kJ/mmの超大入熱に対してもvE(0℃)≧100Jとなる溶接HAZ靭性を有し、(3)高価合金元素の低減(Ni≦1.0質量%等)等による低コストを実現できる超大入熱溶接部における靭性が優れる鋼板を提供することができる。

0026

以下、本発明の鋼板およびその製造方法の実施の形態について説明する。

0027

なお、この実施形態は、発明の趣旨をより良く理解させるために詳細に説明するものであるから、特に指定のない限り、本発明を限定するものではない。

0028

本発明の要点は、TMCPによって製造される厚手鋼板(以下、TMCPによって製造されることを「TMCP型」という。)において、鋼板の高強度化と、超大入熱溶接によるHAZの靭性および低コスト等を同時に満足するため、BとVを複合添加することを特徴とし、これら窒化物形成元素と結合するNを精緻に制御することでγ中のBとVの存在状態を最適化し、鋼板と超大入熱溶接によるHAZの変態組織を制御する技術である。具体的には、γ中のBは、鋼板とHAZの両方において、固溶Bによる焼入れ性向上効果ならびに析出Bによる細粒化効果を最大限活用する思想である。一方、γ中のVは、鋼板では固溶Vとして、前記HAZでは析出V(VN等)として利用する思想である。以下、詳細を説明する。

0029

まず、本発明における最大のポイントである超大入熱溶接により形成されたHAZ(以下、「超大入熱溶接HAZ」という。)の靭性を向上させるための技術を説明するが、低コスト化の観点から高価合金であるNiに頼らずに前記HAZ靭性の向上を図ることも本発明の特徴の一つでもある。

0030

HAZ靭性の支配要因は、大別して次の三つである。第一に硬さであり、第二にMA(マルテンサイトオーステナイト混合相)であり、第三に有効結晶粒径である。

0031

硬さとMAの両面から、本発明では下記式(1)の炭素当量:Ceqを0.34〜0.45%に制限し、下記式(2)の溶接割れ感受性指標:Pcmを0.185〜0.230に制限する。
Ceq(W)=C+Si/24+Mn/6+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14・・・(1)
Pcm=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5×B・・・(2)
但し、式(1)及び式(2)に示す元素は、鋼中に含有されているそれぞれの元素の含有量(質量%)とし、不可避的不純物として混入した元素も計算に含める。

0032

Ceqが0.45%を超えると、HAZが有害なまでに硬化すると同時にMAが増加し、HAZが大きく脆化し、Ceqが0.34%未満であると十分な鋼板の強度が得られない。また、Pcmが0.230を超えるとHAZが有害なまでに硬化すると同時にMAが増加し、HAZが大きく脆化し、Pcmが0.185未満であると十分な鋼板の強度が得られない。

0033

上記のCeqやPcmが従来から使われている一般的な指標に対して、PcmES値は、本発明の対象となるような大入熱溶接におけるHAZの硬度を最もよく表す指標である。すなわち、PcmES値では本発明において重要な元素であるC、Nb、Bの影響をより精度よく考慮できる。PcmES値が0.16を超えると、HAZが有害なまでに硬化してHAZが大きく脆化し、PcmES値が0.13未満であると十分な鋼板の強度が得られない。

0034

PcmES=C/4+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/3+Nb/2+23×MAX((B−10.8/14.1×(MAX(N−Ti/3.4,0)),0)・・・(7)
但し、式(7)に示す元素は、鋼中に含有されているそれぞれの元素の含有量(質量%)とし、不可避的不純物として混入した元素も計算に含める。

0035

合金元素の総量規制とも言うべきCeqが0.34〜0.42%であっても、C、Mn、あるいは選択的添加許容するCr、Moなど個々の元素が限定範囲を超えると、本発明のように中庸なCeqでHAZがベイナイト主体となる場合においては、HAZ硬化が大きく、脆化も大きい。これが後述する合金添加範囲を限定する大きな理由の一つである。

0036

合金範囲の限定に当たり、本発明者らの広範な実験によれば、ベイナイト主体HAZではこれら合金の中で唯一Vのみが硬化しにくいことを知見した。これに基づき、Vの鋼板の含有量を増やす一方、C、Mn、Cr、Moなどの合金元素を低減すれば、Ceq低減分、もしくは同一CeqであってもHAZ硬さは低減され、HAZ靭性が向上する。

0037

MAの観点から、本発明では可能な限りSiを低減することが好ましい。Nbは、制御圧延に必須元素であり、鋼板の強度靱性改善には有効であり、適量添加することで厚手高強度化を実現する。一方で、HAZを硬化させたり、MA生成を助長したりするのでHAZ靱性には不利とされている。このため前記f−Nの増加、eBの適正化、B/N比の規制の組み合わせ、HAZ靱性を確保した。さらに、MoはCeqの係数が大きく、Cとの相互作用も大きいために焼入性が高くMA生成を助長するばかりでなく、比較的高価な元素でもあるので、本発明においては必要に応じて選択的に添加する場合でも、可能な限り低減することが好ましい。

0038

さらに、有効結晶粒径の観点から、本発明では二つのHAZ組織微細化技術を適用することが好ましい。第一の技術は、γ中のB析出物とV析出物を変態核として同時に利用することである。化学量論的な計算上の有効ボロン量、すなわち、下記式(4)で表される有効ボロン量(eB)が4.0以下、N含有量に対するB含有量の割合(B/N比)が、0.20〜0.50となるようにN量を適正に制御する。

0039

eB=10000×[B−0.77×{N−0.29×(Ti−2×eTi)}]・・・(4)
eTi=Ti−2×OTi・・・(5)
OTi=O−0.4×Ca−0.66×Mg−0.17×REM−0.89×Al・・・(6)
但し、式(4)乃至式(6)に示す元素は、鋼中に含有されているそれぞれの元素の含有量(質量%)とし、不可避的不純物として混入した元素も計算に含める。また、式(6)によって与えられるOTiが0以下の場合、式(4)及び(5)において、OTiに0を代入する。

0040

eB及びB/N比を前記範囲にすることで、溶接入熱量>100kJ/mmの超大入熱溶接の冷却中にγ粒界やγ粒内にBN、VNあるいはV(C,N)が析出し、これらの単独あるいは複合の粒子がフェライトのみならずベイナイトの変態核としても有効に作用し、HAZ組織を微細化する。eB及びB/N比を前記範囲にすることによって、HAZにおいてB焼入性の過剰な発現を回避し、過度な硬化とMA増加を抑える作用が得られる。

0041

また、HAZ組織を微細化する第二の技術は、CaやMgの適正添加によって微細な酸化物や硫化物を多数分散させ、γ粒成長ピン止め効果によって抑制することで、ベイナイト組織結晶方位差15°を結晶粒界としたときの結晶粒)を微細化する。MgやAlを含有する微細な酸化物や硫化物の一部にはB析出物やV析出物の有効な析出核として作用し、これらの複合介在物が変態核としてγ粒界やγ粒内からの変態を促進してHAZ組織をより一層微細化する効果もあることがわかった。以上のHAZ組織微細化技術は、結果的にHAZの焼入性を低減するので、硬さとMAを低減する観点からも貢献する。

0042

上記第一の技術によって0℃のシャルピー吸収エネルギーを確保し、これに第二の技術を組み合わせることでHAZ組織を微細化すれば、−20℃あるいは−40℃のシャルピー吸収エネルギーを確保できる可能性もある。

0043

以上説明した硬さ低減、MA低減、HAZ組織微細化の施策を通じて、本発明の鋼板への超大入熱によって形成されたHAZは、Niに頼ることなく高いvE(0℃)を達成することができる。

0044

次に、厚手高強度化のための技術を説明する。

0045

板厚40〜100mmの鋼板において所定の強度を確保するためには、鋼成分ならびにTMCP条件を適正範囲に制御限定する必要がある。

0046

まず、鋼成分の総量ともいえる前記式(1)に示す炭素当量Ceqは焼入性を表す指標でもあり、0.34以上にする必要がある。炭素当量Ceqが0.34%未満の低い焼入性では、板厚100mmの下で550MPa〜740MPaの引張強度と、78%以下の降伏比を安定的に確保するのは難しい。一方、HAZの硬化とMA生成を抑制するために、Ceqを0.42%以下とするが、0.41%以下または0.39%以下に制限してもよい。

0047

化学成分組成
以下に本発明における鋼板(および鋼板の製造に用いられる連続鋳造スラブ)の化学成分についての限定理由を説明する。

0048

(C:0.05〜0.12%)
Cは、強度向上のために重要な元素である。低温加熱、低温圧延を徹底したTMCP型厚手鋼板において、所定の強度を安定確保するために、0.05%以上のCを含有させる必要がある。好ましくは、0.06%以上または0.07%以上のCを含有させることにより、より安定して強度を高めることができる。さらに、CはHAZにおけるV(C、N)変態核の析出を促す効果もある。しかしながら、良好なHAZ靭性を安定確保するためには、Cを0.12%以下に抑える必要がある。Cを0.11%以下または0.10%以下に制限してもよい。

0049

(Si:0.20%以下)
Siは、脱酸作用を有するが、強力な脱酸元素であるAlが十分に含有されている場合には不要である。鋼板を強化する作用もあるが、他の元素に比べるとその効果は相対的に小さい。比較的高い炭素当量Ceqが必要となる本発明の鋼板では、SiはHAZにおいてMA生成を助長する危険性が高いため、0.20%以下に抑える必要がある。HAZ靭性の観点からSiを極力低くすることが好ましく0.16%以下または0.13%以下に制限してもよい。

0050

(Mn:1.00〜2.00%)
Mnは、経済的に強度を確保するために1.00%以上の含有量が必要である。ただし、2.0%を超えてMnを含有させると、スラブ中心偏析の有害性が顕著となる上、HAZの硬化とMA生成を助長して脆化させるため、これを上限とする。強度を確保するためには、Mnを1.10%以上または1.20%以上に制限しても、HAZの硬化とMA生成を更に抑制するために、1.80%以下、1.60%以下または1.50%以下に制限してもよい。

0051

(Nb:0.004〜0.020%)
Nbは、制御圧延効果(熱間圧延中のオーステナイトの未再結晶温度上昇効果と再結晶抑制効果)、Bと同時添加することによる焼入れ性向上効果(Bとの複合効果)を奏することから厚手鋼板の強度と靱性を確保するために重要である。また大入熱溶接HAZで懸念される過度の軟化を抑制するためにも有効である。これらの効果を享受するためには、0.004%以上のNbを含有させる。より好ましくは、0.008%以上含有させると良い。しかし、多過ぎる添加は大入熱溶接HAZ靭性に対するNbの有害さが顕在化するため、本発明では0.020%以下の微量Nbしか含有させない。0.012%以下に抑えることがより好ましい。

0052

(V:0.10%以下)
Vは、本発明の特徴的な元素である。すでに詳述したように、Vは本発明のTMCP条件において鋼板を効果的に強化する。その一方で、Vは、本発明の鋼板の溶接時に形成されるHAZの硬化やMA増加を抑えると同時に、γ中に析出させたVNやV(C,N)は変態核として作用し、HAZ組織を微細化して靭性を高める。この効果を発揮するために0.02%以上のVを用いても良い。HAZの靭性をより高めるために、Vを0.03%以上に制限することがより好ましい。しかしながら、Vが0.10%を超えると、HAZの組織微細化効果が飽和すると同時にHAZの硬化が著しくなるので、HAZ靭性が劣化する。したがって、Vの含有量を0.10%以下にする必要がある。必要に応じて、Vを0.07%以下に制限してもよい。

0053

(Al:0.0040〜0.0800%)
Alは、脱酸を担い、O(酸素)を低減して鋼の清浄度を高めるために必要である。Al以外のSi、Ti、Ca、Mg、REM等も脱酸作用があるが、たとえこれらの元素が含有される場合でも、0.0040%以上のAlがないと安定的にOを0.0050%以下に抑えることは難しい。ただし、Alが0.0800%を超えるとアルミナ系粗大酸化物がクラスター化する傾向を強め、破壊起点としての有害性が顕在化するため、これを上限とする。Alを0.0600%以下、0.0400%以下または0.0300%以下に制限することがより好ましい。

0054

(B:0.0006〜0.0025%)
Bは、本発明の特徴的な元素である。すでに詳述したように、本発明では鋼板とHAZの両方において、γ中に一部を固溶Bとして存在させるとともに、一部をBNとして析出させるため、前記有効ボロン量eBを4.0以下、前記B/N比を0.20〜0.50に制御する。γ中に析出させたBNは変態核として作用し、HAZの組織微細化、硬さ低減、MA低減を通じて靭性を高める。このようなBの作用効果を有効とするために、Bを0.0006%以上含有させる必要がある。必要に応じて、Bを0.0008%以上に制限しても良い。一方、0.0025%を超えてBを含有させると、粗大なB析出物が生成してHAZ靭性が劣化するため、これを上限とする。過剰な固溶B、すなわち過度な焼入性制御とHAZ靭性向上高位安定して両立させるため、Bを0.0015%以下に制限しても良い。

0055

(Ca:0.0003〜0.0040%、;Mg:0.0003〜0.0040%)
Ca、Mgは、Bと同様に本発明の特徴的な元素である。溶鋼への添加順序を考慮しつつ、Ca、Mgをそれぞれ0.0003%以上含有させることで、CaやMgを含有する0.01μm〜0.5μmの酸化物や硫化物を1000個/mm2以上確保することができる。これらの粒子は、大入熱溶接HAZのピン止め粒子となる。さらにCaやMgを含有する円相当直径で0.5〜5.0μmの酸化物や硫化物を1.00×102〜1.00×104個/mm2確保することができる。

0056

CaやMgが0.0003%未満だと、前記酸化物や硫化物の粒子の個数不足する場合がある。CaやMgが0.0003%未満含有する場合は上述した効果が十分に得られない。一方で、CaやMgを0.0040%超含有させると、酸化物や硫化物が粗大化してピン止め粒子の個数が不足すると同時に、破壊起点としての有害性も顕著となり、良好なHAZ靭性が得られない場合がある。

0057

また、前記粒子のうち、原子%で10%以上のCaあるいはMgを含む粒子の割合が30%以上であるとフェライトの変態核として作用し、組織微細化によるHAZ靱性向上が達成できる。これらの粒子の割合は、40%以上がより好ましく、50%以上が更に好ましい。但し、原子%で10%以上のCaあるいはMgを含む粒子の割合が30%未満であると、HAZ靱性が低下する。

0058

(O:0.0015〜0.0040%)
Oは、0.0040%以下に抑える必要がある。Oが0.0040%を超えると、酸化物の一部が粗大化して破壊起点として有害性をもたらし、母材と大入熱溶接HAZの靭性が劣化する。一方で、γ粒のピン止め効果やフェライト変態核として十分な酸化物数を確保するためには、Oは0.0015%以上確保する必要がある。

0059

(Ti:0.0030〜0.0180%; N:0.0030〜0.0080%)
Tiは、Nと結合してTiNを形成し、スラブ再加熱時とHAZでピン止め粒子として作用し、γ細粒化を介して鋼板やHAZの組織を微細化して靭性を高める。そして、TiNを形成した残りのNはBと結合してBNを形成し、さらにγ中に固溶Bを存在させ、B焼入性をも活用する。以上の効果を同時に発揮するために、Tiを0.0050〜0.0200%、Nを0.0030〜0.0080%とする必要がある。

0060

TiとNが、それぞれ0.0030%、0.0030%に満たないと、TiNによるピン止め効果が十分に発揮されず、鋼板とHAZの靭性が劣化する。TiとNがそれぞれ0.0180%、0.0080%を超えると、TiC析出や固溶N増加によって鋼板とHAZの靭性が劣化する。Tiは0.018%以下に制限することがより好ましい。なお、N量は、含有量の前記の範囲に限定するが、前記有効ボロン量eBを制御する上で自ずと制約されるものである。

0061

(有効ボロン量eB:4.0以下)
以下に、化学量論的な計算上の有効ボロン量eBの考え方を説明する。なお、以下に示す元素を含む式において、元素は、鋼中に含有されているそれぞれの元素の含有量(質量%)を表す。

0062

化学成分として添加されたTiは、溶鋼中の脱酸で消費される場合があり(低Alの場合に起こりやすい)、脱酸後に残ったTiが凝固後のγ中でTiNを形成する。この際、Tiに対してNが過剰であると、TiNを形成した後に残ったNがBの一部と結合してBNを形成する。そして、BNを形成した残りのBが固溶Bとして焼入性を発現する。この焼入性に寄与するγ中の固溶B量を本発明では有効ボロン量(eB)として扱う。各元素の添加量、熱力学的な反応順序生成物質化学量論組成に基づいたeBの計算方法について以下に説明する。

0063

まず、脱酸力の高い順に、Ca、Mg、REM(希土類元素)、AlがOと結合すると仮定する。この際の脱酸生成物として、CaO、MgO、REM2O3、Al2O3を仮定して、脱酸されるO量を計算する。

0064

Tiよりも脱酸力の強いこれらの元素によって脱酸が完了しない場合、これらの強脱酸元素による脱酸後に残存し、弱脱酸元素であるTiによって脱酸され得る残存酸素量OTi(%)は、下記式(6)で表される。
OTi(%)=O−0.4×Ca−0.66×Mg−0.17×REM−0.89×Al ・・・ (6)
ただし、式(6)に示す元素は、鋼中に含有されているそれぞれの元素の含有量(質量%)とし、不可避的不純物扱いの成分元素も計算に含める。また、OTiが0%以下の場合、残存酸素量OTiを0%とみなす

0065

この場合、残った酸素(つまり、OTi)をTiが脱酸することになる。なお、意図的に添加してない不可避的不純物扱いの脱酸に寄与する成分元素も酸素と結合する。残存酸素量OTiはTiによって脱酸され得る残存酸素量であり、Tiと結合してTi2O3を形成する。このとき3個のOに対して2個のTiが結合する。したがって、Ti2O3を質量%で考えると、Oの原子量は16なので、Oが3個で48である。また、Tiの原子量は48なので、Tiが2個で96である。よって、Ti2O3を構成するTiはO(ここではOTi)の2倍の質量と計算される。これが脱酸で消費されるTiの量である。そこで、Ti2O3を仮定して、脱酸で消費されるTiを差し引いた残りのチタン量である有効チタン量:eTiは、下記式(5)で表される。

0066

eTi=Ti−2×OTi ・・・ (5)
また、式(5)に示す元素は、鋼中に含有されているそれぞれの元素の含有量(質量%)とし、不可避的不純物として混入した元素も計算に含める。また、式(6)によって与えられるOTiが0以下の場合、式(5)において、OTiに0を代入する。

0067

このeTiが、HAZ靭性改善効果があるTiNを生成するTi量となる。脱酸で残ったTiがTiNを形成した後に残存する窒素量f-Nは、下記式(3)で表される。
f-N=10000×(N−eTi×14/48)≒ 10000×(N−eTi/3.4) ・・・(3)
ここで、f-Nが正の値の場合には窒素が残存していることを、f-Nが0または負の値の場合にはNが残存していないことを意味する。
f-N>0の場合:Nが残る
f-N≦0の場合:Nが残らない

0068

また、f-Nが0より大きくなる場合、つまり窒素が残存している場合は、Bの一部がBNとして消費されるので、下記式(4)によって有効ボロン量eBが計算される。
eB=10000×(B−10.8/14×(N−eTi×14/48))
≒ 10000×〔B−0.77×{N−0.29×(Ti−2×OTi)}〕 ・・・(4)

0069

また、f-Nが0または負の値となって窒素が残らない場合は、鋼板とHAZの両方において、γ中のBの一部をBNとして析出させることができない。そのため、γ中のB析出物とV析出物を変態核として同時に利用することができず、溶接入熱量>100kJ/mmの超大入熱溶接の冷却中にγ粒界やγ粒内にBN、VNを析出させることができず、フェライトのみならずベイナイトの変態核が欠乏し、HAZ組織を微細化させることができない。本発明において、HAZ組織を微細化させる効果を得るためには、f-Nは10.0以上である必要がある。

0070

次に、上述した残存酸素量OTiの式(6)におけるCa、Mg、REM、Alの係数について述べると、溶鋼中での脱酸反応酸化反応)による生成物(酸化物)としてCaO、MgO、REM2O3、Al2O3を仮定し、これらの酸化物として存在するO量を質量%で計算する。例えば、CaOの場合、原子量はCaが40でOが16であるから、Caの質量%に対して16/40=0.4のOが結合する(CaO中のO量(質量%)=0.4Ca)。Al2O3であれば、原子量はAlが27でOが16であるから、Alの質量%に対して(16×3)/(27×2)=0.89のOが結合する(Al2O3中のO量(質量%)=0.89Al)。以下同様の計算概念として、上述のOTi式(6)の各元素の係数(0.66:Mg、0.17:REM)を規定した。

0071

また、有効ボロン量eBの導出式の概念を、低温側から高温側に遡って示すと以下のようになる。
有効ボロン量eB=10000×(成分B量−(生成したBN中のB量(質量%)))
→生成したBN中のB量(質量%)=0.77×{成分N量−(生成したTiN中のN量(質量%)}
→生成したTiN中のN量(質量%)=0.29×{(成分Ti量−(生成したTi2O3中のTi量(質量%)}
→生成したTi2O3中のTi量(質量%)=2×{鋼中のO量−(生成したCaO中のO量(質量%))−(生成したMgO中のO量(質量%))−(生成したREM2O3中のO量(質量%)}−(生成したAl2O3中のO量(質量%))}
→(生成したCaO中のO量(質量%))=0.4×Ca
→(生成したMgO中のO量(質量%))=0.66×Mg
→(生成したREM2O3中のO量(質量%))=0.17×REM
→(生成したAl2O3中のO量(質量%))=0.89×Al

0072

次に、有効ボロン量eBの導出式の概念を、高温側から低温側への反応順に示すと以下のようになる。すなわち、製鋼での精錬→凝固工程において、以下の順で反応する。

0073

[液相(溶鋼中)での脱酸反応(1600℃付近)]
Oとの化学的親和力の強い順にCaO→MgO→REM2O3→Al2O3の反応が生じ、溶鋼中の溶存Oが減少していく。これで脱酸が完了する場合は、OTi≦0で表される。脱酸が完了せずに溶存Oが残る場合は、OTi>0、eTi=Ti−2OTiで表され、Alより弱脱酸元素であるTiがTi2O3として脱酸に寄与し、Ti含有量から脱酸で消費されたTi量(生成したTi2O3中のTi量)を差し引いた残りが有効チタン量eTiとなる。

0074

固相(凝固γ中)での脱窒反応(1300℃付近〜800℃付近)]
Nとの化学的親和力の強い順にTiN→BN→AlNの反応が生じ、固相γ中の固溶Nが減少していく。まず、脱酸で消費された残りのTiが脱窒反応を起こす。これで脱窒が完了する場合は、f-N≦0で表され、γ中に固溶Nが存在しないので、BがBNを形成せずにすべてが固溶Bとして存在する。一方、Tiによって脱窒が完了せず、固溶Nが残る場合は、f-N>0で表され、Bの一部がBNを生成して残りが固溶Bとなる。

0075

一方、Tiよりも脱酸力の強い元素によって脱酸が完了する場合には、Tiは脱酸では消費されず、OTi≦0となる。この場合、OTi=0として、上記式(5)からeTiを算出して、得られたeTi値を上記式(5)に代入することにより、f-Nを算出する。また、OTi≦0の場合、上記式(4)においてOTi=0を代入して、eBの値を算出する。

0076

脱酸で消費された残りのTiがTiNを形成し、且つNが残る場合、f-N>0となる。この場合のeBは下記式で計算される。
eB=10000×{B−0.77×(N−0.29×eTi)}

0077

f-N≦0の場合、脱酸で消費された残りのTiがTiNを形成し、Nが残らない。このような場合、NはすべてTiNで固定され、γ素地中に固溶Nは存在しないので、鋼板とHAZの両方において、γ中のBの一部をBNとして析出させることができない。そのため、前述したように、HAZ組織を微細化させることができない。本発明において、HAZ組織を微細化させる効果を得るためには、f-Nは10.0以上である必要がある。

0078

不可避的不純物元素のうち、P、S及びOの含有量は下記のように制限される。
(P:0.020%以下)
Pは、不純物元素であり、良好な脆性破壊伝播停止特性とHAZの靭性を安定的に確保するために、0.020%以下に低減する必要がある。

0079

(S:0.010%以下)
Sは、0.010%以下に抑える必要がある。Sが0.010%を超えると、硫化物の一部が粗大化して破壊起点として有害性をもたらし、鋼板とHAZの靭性が劣化する。靭性向上のため、Sを0.004%以下または0.003%以下に制限してもよい。

0080

本発明の鋼板には、選択元素成分として、Cu、Ni、Cr、Mo、REM及びZrのうちの1種または2種以上を下記の含有量にて含有しても良い。

0081

(Ni:0.10〜1.00%)
Niは、靭性の劣化を抑えて強度を確保するために有効である。そのためには0.10%以上のNiを含有させることが好ましい。しかしながら、Niは合金コストが非常に高い上に、表面疵の手入れ工程が発生するという問題がある。したがって、Niは1.00%以下に抑える。また、Niの含有量は極力低くすることが好ましく、0.70%以下、0.50%以下または0.30%以下に制限しても良い。

0082

(Cu:0.10〜1.00%; Cr:0.03〜0.80%; Mo:0.03〜0.40%)
Cu、Cr、Moは、強度を確保するために有効であり、その効果を享受するため少なくともCu:0.10%以上、Cr及びMo:0.03%以上の含有が必要である。一方、HAZ靭性を劣化させる観点から、それぞれ1.00%、0.80%、0.40%が上限である。MoはNi同様に高価な元素であり、さらにHAZのMA生成を助長する危険性も高いので、Moの含有量はNi同様に極力低くすることが好ましい。HAZ靭性向上のため、Cu、Crを0.50%以下または0.30%以下に、Moを0.30%以下または0.1%以下に制限しても良い。

0083

(REM:0.0003〜0.0100%; Zr:0.0003〜0.0100%)
REM及びZrは、脱酸と脱硫関与して、中心偏析部の粗大な延伸MnSの生成を抑えて硫化物を球状無害化し、鋼板とHAZの靭性を改善する。これらの効果を発揮するためには、REM及びZrの含有量の下限はいずれも0.0003%である。ただし、含有量を増やしても効果は飽和するため、経済性の観点から上限はいずれも0.0100%である。なお、本発明で含有するREMとは、LaやCeなどのランタノイド系元素と、スカンジウムイットリウムである。
なお、鋼成分の残部はFeおよび不可避不純物である。

0084

(鋼板の金属組織)
本発明の鋼板は、板厚中心から両面方向へ板厚1/4厚みにおける金属組織が、フェライトを面積率で3%〜20%又は15度大角粒径が85μm以下かつアスペクト比が1.8以上の旧オーステナイト粒からなる層を含むことが好ましい。

0085

15度大角粒径とは、隣接粒との方位差が15度以上である場合を大角粒界と定義して測定した円相当直径の平均値と定義する。結晶方位の測定にはEBSD(電子後方散乱回折)法などを用いる。アスペクト比とは、15度大角粒を楕円近似した際の長径短径で除した値を意味する。

0086

鋼の靱性は、母相の硬度が低く、結晶粒径が細粒であるほど良好である。0℃のシャルピー吸収エネルギーを満足するためには、フェライト面積率が3〜20%存在し、低硬度にする必要がある。ただしフェライト面積率が20%超存在すると、引張強度を確保することができなくなる。15度大角粒径を85μm以下とすることで、0℃のシャルピー吸収エネルギーを満足するのに十分な細粒組織が得られる。旧オーステナイト粒のアスペクト比が1.8以上とすることで、その後の相変態により、15度大角粒径が85μm以下の場合と同等の細粒化効果が得られる。

0087

(本発明の鋼板の製造方法)
本発明の鋼板の製造方法では、TMCP条件の精緻な制御と、有効ボロン量eBを4.0以下、B/N比を0.20〜0.50に制御することでγ中に焼入性に寄与する固溶Bと変態核として寄与する析出B(BN)を併用して、高強度と細粒化効果による高靭性に同時に達成することができる。すなわち、固溶Bにより母材およびHAZのγ粒界からの粒界フェライト粗大化を抑制する一方、HAZではBNを析出させて、微細な粒内変態フェライト生成核とする。これらを組み合わせて母材の高強度化およびHAZ組織全体の細粒化、靱性向上の両立を図る。

0088

また、本発明の鋼板の製造方法のTMCP条件では、V添加が極めて有効な強化手段である。これは、鋼成分(Ceq)とTMCP条件を適正化して得られるベイナイト組織が加速冷却や焼戻処理においてV炭化物(VC、V4C3等)が微細高密度に析出する素地として好適なためである。

0089

本発明の鋼板の製造方法としては、前記した鋼成分のスラブは950℃以上1200℃以下に加熱して、板厚中心部の特性を改善し、オーステナイトの再結晶を促進するため1パス当たり8%以上の圧下率にて160〜80mmに圧延する必要がある。

0090

950℃未満の低温加熱では、凝固偏析した合金元素が十分に固溶せず析出物のまま残存する懸念があり、圧延後の加速冷却時において合金元素による焼入性が十分に発揮されず、強度を安定的に確保するのが難しい。一方、1200℃を超える高温加熱だと、γ粒が著しく粗大化し、圧延によってもγ粒の細粒化が不十分となり、靭性を安定的に確保するのが難しい。

0091

前記圧延されたスラブに対して、表面温度820℃未満あるいは未再結晶温度範囲最終板厚まで制御圧延を行う。未再結晶温度域で圧延することにより、オーステナイトに加工歪み蓄積し、変態後のαが微細になるため、強度靱性を向上できる。しかし、700℃未満の低温圧延を行うと、水冷開始前にγから多くのαが生成して鋼板の強度が大幅に低下するため、限定されたCeq下で強度を安定的に確保するのが難しい。また、累積圧下率を高めることによってαが細粒化するので、鋼板の靱性を向上させる効果がある。

0092

圧延終了後、速やかに、鋼表面温度が700℃以上から300℃以下まで2℃/s〜15℃/sの加速冷却にて前記鋼板を冷却する。700℃超で圧延終了後、冷却開始までの時間が長時間化し、加速冷却の開始が700℃未満となった場合、加速冷却開始までの間にγ再結晶粒成長して、室温での結晶粒径が粗大化し、靭性が劣化する懸念が生じる。一方、加速冷却を300℃より高温で停止すると、本発明が対象とする板厚40mm以上では、鋼板内部が十分冷却されないために変態が完了せず、加速冷却終了後は未変態部が放冷、すなわち徐冷されることになるため、ベイナイト組織分率が少なくなって強度が不足する。加速冷却においては、0.3m3/m2/min以上の水量密度を確保することが、強度と靭性を両立するために好ましい。

0093

加速冷却後に350〜700℃で5〜60分の焼戻熱処理をおこなうことにより、製造コストは上昇するものの、強度や伸びシャルピー衝撃特性を、高精度で所定の範囲に制御できる。焼戻熱処理の温度や時間が350℃未満や5分未満など不完全であると、十分な焼戻効果が発揮されない。また、焼戻熱処理の温度や時間が700℃超えや60分超えなど過剰であると、析出物の粗大化などを通じて強度低下とシャルピー衝撃特性劣化し、適正な機械的性質が得られない。

0094

以下、本発明に係る鋼板の実施例を挙げ、本発明をより具体的に説明するが、本発明は、もとより下記実施例に限定されるものではなく、前、後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。

0095

サンプル作製)
製鋼工程において溶鋼の脱酸・脱硫と鋼成分を制御し、連続鋳造によって表1−1〜1−3に示す鋼組成を有する鋼No.1〜33のスラブを作製した。そして、前記スラブを表2−1の項目加熱温度」に示す温度に加熱し、1パス当たり8%以上の圧下率にて最小板厚120mmまで圧延した。次いで、圧延された各スラブに対して、項目「板厚(mm)」の板厚になるまで熱間圧延を行った。

0096

表2−1の項目「板厚(mm)」の板厚が得られた時の熱間圧延温度、すなわち、熱間圧延の仕上圧延温度は、表2−1の項目「仕上圧延温度(℃)」である。熱間圧延の仕上圧延後、表2−1に示される「水冷開始温度(℃)」から「水冷停止温度(℃)」まで、発明例1〜17及び比較例1〜17の熱間圧延終了後の鋼板に対して、2℃/s〜15℃/sの冷却速度にてそれぞれ加速冷却を行った。

0097

なお、本発明に係る鋼材に含まれる粒子の円相当直径、個数密度、Ca、Mgを原子%で10%以上含む粒子の個数割合は、電子顕微鏡を用いた画像解析により決定した。具体的には、FE−SEM電界放射型走査電子顕微鏡、Field Emission Scanning Electron Microscope))で観察可能な粒子のうち、Ca、Mgを含む粒子の割合を計測した。粒子にCa、Mgが含まれているかどうかは、エネルギー分散X線元素分析装置(EDS)によって判定すればよい。粒子におけるCa、Mgの濃度は、EDSの面分析にて介在物全体の平均を定量して求めた。この定量時に使用する電子ビーム径は0.0001〜1.0μm、SEM観察倍率は1000〜10000倍とし、粒子内の任意の位置を定量した。

0098

粒子個数測定方法は、鋼材から抽出レプリカを作成し、エネルギー分散型X線元素分析装置(EDS)付きのFE−SEMで、円相当直径が0.5〜5.0μmの大きさの粒子個数を、少なくとも1000μm2以上の面積につき測定し、単位面積当たりの個数に換算した。例えば、2万倍の倍率にて1視野を100μm×80μmとして観察した場合、1視野あたりの観察面積は20μm2であるから少なくとも50視野につき観察を行う。この時の0.5〜5.0μmの粒子の個数が50視野(1000μm2)で100個であれば、粒子個数は1平方mmあたり1×105個と換算できる。

0099

本発明例1〜17の鋼板及び比較例1〜17の鋼板を用いて、溶接入熱100kJ/mm超のエレクトロスラグ溶接(ESW)により角形柱を製造した。それぞれの鋼板から得られた角形柱の平面部から測定用試料切り出し、降伏強度、引張強度、降伏比(YR(%))及び0℃シャルピー吸収エネルギーを測定した。この測定結果を表3−1及び3−2に示す。また、それぞれの鋼板から得られた角形柱の平面部について、板厚中心から両面方向へ板厚1/4厚みにおける金属組織を測定した。この結果を表3−1及び3−2の「鋼板断面の金属組織」の欄に示す。尚、「パンケーキ厚み(μm)」の項目は、板厚1/4厚みにおける金属組織における旧オーステナイト粒からなる組織の厚みである。また、項目「0.5〜5.0μm粒子個数密度」及び項目「10原子%以上Ca、Mg含有粒子の割合」は、前述したように電子顕微鏡を用いた画像解析による決定手法によって得られた測定値である。

0100

鋼成分、製造条件とも本発明が限定する範囲にある本発明例1〜17の鋼板は、表2−2に示すように、鋼板の強度(降伏強度、引張強度)・靭性はもとより、溶接入熱100kJ/mm超のエレクトロスラグ溶接(ESW)により製造された角形柱のHAZ部の靭性もきわめて良好であることが確認された。本発明例5は、Ceqが上限近くであり且つPcmが下限近くの組成の鋼板No.5が用いられているが、加速冷却後に350〜700℃で5〜60分の焼戻熱処理が行われているので、鋼板の機械的特性及びHAZ靱性は良好であった。

0101

これに対し、比較例1〜16の鋼板は、鋼成分が本発明の限定範囲を逸脱しているため、鋼板特性および/または角形柱のHAZ部の靭性が本発明例に対し明らかに劣る。

0102

比較例1の鋼板は、C量が低い鋼No.18により製造されているため、HAZ部の靭性は良好であるが、Pcmが低いために鋼板の降伏強度が不十分であり、78%以下の降伏比にならなかった。比較例2の鋼板は、逆にC量が高い鋼No.19により製造されているため、Pcmが0.230を超えており、HAZ部の靭性が劣る。鋼No.20を用いて製造された比較例3は、強度及び靱性が良好であるが、Si含有量が過剰であるため、製造条件が適正であっても、HAZ部の靭性が低い。鋼No.21を用いて製造された比較例4は、強度及び靱性が良好であるが、Mn量が低いため、製造条件が適正であっても、HAZ部の靭性が低い。鋼No.22を用いて製造された比較例5は、Mn量とMg量が高く、CeqとPcmESが高いため、製造条件が適正であってもHAZ部の靭性が劣る。

0103

P量が過剰な鋼No.23およびS量が過剰な鋼No.24で製造された比較例6と比較例7は製造条件が適正であってもHAZ部の靭性が劣る。Ceqが低い鋼No.25で製造された比較例8は製造条件が適正であってもフェライト面積率が高すぎるため、降伏強度と引張強度が低い。

0104

PcmESが過剰な鋼No.26で製造された比較例9は製造条件が適正であっても製造条件が適正であってもHAZ部の靭性が劣る。Nbが低い鋼No.27で製造された比較例10は製造条件が適正であっても、フェライト面積率が高く、旧オーステナイト粒のパンケーキ厚みが厚くアスペクト比が小さいため、降伏強度・引張強度・YRが低い。Nbが過剰でMgが低い鋼No.28で製造された比較例11は製造条件が適正であっても10原子%以上のCaやMgを含有する円相当直径で0.5〜5.0μmの酸化物や硫化物が1.00×102〜1.00×104個/mm2存在しておらず、HAZ靱性が劣る。Vが過剰でPcmESが過剰な鋼No.29で製造された比較例12はHAZ靱性が劣る。Tiが低い鋼No.30で製造された比較例13は製造条件が適正であってもHAZ靱性が劣る。

0105

TiとCaが高く、eBとPcmESが高い鋼No.31で製造された比較例14は製造条件が適正であってもHAZ靱性が劣る。Alが低い鋼No.32で製造された比較例15は製造条件が適正であっても円相当直径で0.5〜5.0μmの酸化物や硫化物が1.00×102〜1.00×104個/mm2存在しておらず、HAZ靱性が劣る。Alが高い鋼No.33で製造された比較例16は製造条件が適正であってもHAZ靱性が劣る。Nが低いため、eBが高くf−Nが低い鋼No.34で製造された比較例17は製造条件が適正であってもHAZ靱性が劣る。Nが高くCaが低いため、B/Nが低く、PcmESが低い鋼No.35で製造された比較例18は製造条件が適正であってもHAZ靱性が劣る。Bが低いため、B/Nが低い鋼No.36で製造された比較例19は製造条件が適正であってもHAZ靱性が劣る。Bが高いため、eBとB/Nが高い鋼No.37で製造された比較例20は製造条件が適正であってもHAZ靱性が劣る。

0106

eBが高い鋼No.38で製造された比較例21は製造条件が適正であってもHAZ靱性が劣る。CaとMgが低く、B/Nが高い鋼No.39で製造された比較例22は製造条件が適正であっても10原子%以上のCaやMgを含有する円相当直径で0.5〜5.0μmの酸化物や硫化物が1.00×102〜1.00×104個/mm2存在しておらず、HAZ靱性が劣る。Ceqが高い鋼No.40で製造された比較例23は製造条件が適正であってもHAZ靱性が劣る。本願の適正な成分範囲を満足する鋼No.16で製造されてはいるが、比較例24は製造条件の仕上圧延温度が高いためフェライト面積率が低く、旧オーステナイト粒のパンケーキ厚みが薄く、アスペクト比も低いため、降伏強度と引張強度が過剰であり、母材のシャルピー値が劣る。

0107

0108

0109

0110

0111

実施例

0112

0113

本発明の厚手高強度鋼板が高層ビルをはじめとする各種の溶接構造物に使用されることで、溶接構造物の大型化、破壊に対する高い安全性、建造における溶接の高能率化、素材である鋼材の経済性等々が同時に満たされることから、その産業上の効果は計り知れない。

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