(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％でＣ：0.02〜0.10％、Ｓｉ：0.05〜0.65％、Ｍｎ：0.40〜2.0％、Ｓ：0.003％以下、Ｃｕ：0.50〜2.0％およびＳｅ：0.005％以下を含有し、さらに、Al：０〜0.025％、Ni：０〜0.55％、Cr：０〜0.25％、Mo：０〜0.24％、Ｖ：０〜0.022％、Nb：０〜0.015％、Zr：０〜0.05％およびＢ：０〜0.001％を含有し、残部がFeおよび不純物からなる鋼であって、板面法線方向に対する逆極点図における(110)、(200)、(211)、(310)、(222)、(321)、(420)、(332)、(521)、(541)、(622)、(631)、(442)、(433)および(611)の極密度が、いずれも3.2以下であることを特徴とする溶接用高張力鋼板。
【請求項２】
圧延素材のスラブの加熱温度を1250℃以下とし、熱間圧延過程において圧下率30％以上の幅方向圧延を施し、仕上げ温度は「Ａｒ３点−30℃」以上とすることを特徴とする請求項１に記載の溶接用高張力鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明が属する技術分野】
本発明は、溶接性および破壊靱性にすぐれた高張力厚鋼板およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
鋼構造物、大型産業機械、橋梁、圧力容器、溶接鋼管等の、溶接構造物に用いられる厚鋼板は、経済性等の観点から高強度化が進行し用途が多岐に亘ってきている。高張力厚鋼板の強度の制御は、焼入れ焼戻しなど調質熱処理でおこなうのが一般的である。しかし焼入れ焼戻しなどは、圧延とは別のラインにて処理するためコストが増してくる。そしてその場合、強度の向上は主にＣの含有量を増すことで容易に達成できるが、Ｃの含有量増加は溶接性を低下させ、靱性を劣化させる難点がある。
【０００３】
このため、別ラインでの調質なしに、Ｃ量やＣ当量が増す元素の添加を抑制して強度を向上させる手段が、その経済性も配慮しつつ数多く試みられ実用化されてきた。これらには、例えば少量のＴｉ、Ｎｂ、Ｖなど炭化物や窒化物形成元素を添加することにより、圧延過程にて微細析出物を析出させ、強度の向上を図るＨＳＬＡ（High Strength Low Alloy）鋼や、圧延途中の温度低下により変態が進行する過程で加工を加え、結晶粒を微細化するＴＭＣＰ（Thermo Mechanical Control Process）などがある。このような手段の適用により、Ｃ当量を少なくして強度および靱性を向上させた、すぐれた性能の鋼が多く開発されてきた。しかしながら、このような手段により十分な特性を得るには厳しい製造条件が要求され、設備上対応困難であったり、使用環境によっては、特性に難点のある場合もある。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
本発明の目的は、溶接性が良好で、強度と靱性、とくに圧延直角方向のＣＴＯＤ特性にすぐれた、性能と経済性のバランスのよい高張力鋼板およびその製造方法の提供にある。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、引張強さが570MPaを超える溶接用高張力鋼板の特性を向上させるため、鋼成分や製造方法に関し種々検討を進めてきた。上述のようにＴＭＣＰによる方法は、強度が高く良好な低温靱性の鋼を得るすぐれた方法であるが、十分な成分設計と厳しい圧延条件制御が必要となる。また、圧延方向に平行な方向の応力が加わるときの靱性（破壊亀裂の進展は圧延方向に直角の方向、以下Ｌ方向と記述）に比し、圧延方向に直角の方向への応力に対する靱性（破壊亀裂の進展は圧延方向に平行な方向、以下Ｃ方向と記述）が劣り、時には著しく低い値を示すことがある。
【０００６】
鋼材の破壊靱性の試験方法として、BS-7448やASTM-E1290に規定されている、より厳密な評価値を得ることのできるＣＴＯＤ（Crack Tip Opening Displacement)法がある。このＣＴＯＤ法により、鋼板のＬ方向とＣ方向の破壊靱性値を調べてみるとその差の大きいものがあり、加えられる応力の方向により靱性の差が大きいとすれば、用途によっては採用困難であることも考えられた。そこで、この破壊靱性値の方向差の大きいものと小さいものとについて種々調査した結果、集合組織の影響が大きいことがわかってきた。
【０００７】
集合組織は、近年は三次元方位表示法が主に採用されているが、逆極点図法により被測定材料の結晶面からのＸ線反射強度と、ランダム試料のその面の反射強度と比較する、簡便法による測定で容易に検出できる。そこで、機械試験をおこなう板厚ｔの1/4ｔまたは1/2ｔ位置の板面と平行な面における、(110)、(200)、(211)、(310)、(222)、(321)、(420)、(332)、(521)、(541)、(622)、(631)、(442)、(433)および(611)の15方位について、ランダム試料の同じ方位に対する法線方向の強度比、すなわち各方位の極密度を求めてみた。
【０００８】
この集合組織の調査結果とＣＴＯＤ試験の結果とを対比してみると、上記15方位のいずれの極密度においても高い値が示されていなければ、ＣＴＯＤ値のＬ、Ｃ方向の差が小さく、そしてＣＴＯＤ値も大きくなる傾向が見出された。これらのいずれかの方位の極密度が大きくなることは、結晶配列の特定方位への集積、すなわち顕著な集合組織の存在を示しているが、ＣＴＯＤ値を大きくするには、集合組織の少ない、ランダム化した状態に近いものがよいといえる。
【０００９】
集合組織は、通常圧延加工のような特定方向への変形によって形成される。この集合組織の優先方位が、Ｃ方向に対する脆性破壊の亀裂進展の劈開面を多く含むようなものであれば、鋼板のＬ、Ｃ方向の靱性差を大きくすると考えられる。ＴＭＣＰまたはこれに準じた製造方法の適用は、炭素当量を低くし、かつ調質など別工程での処理を必要とせずに、高強度で靱性のすぐれた鋼板の得られる方法である。しかし、この鋼は、オーステナイト相の低温域で強度の圧延加工が加えられ、その加工による組織の十分な回復や再結晶が進行しないまま、変態をおこなわせて微細な結晶組織としているため、圧延加工により生じた変形状態の影響を強くうけ、これが集合組織となって残存したものになりやすい。
【００１０】
そこで、Ｃ当量を増さず、未再結晶のオーステナイト相域やＡ３点以下の温度域にて大きな加工を施す、強いＴＭＣＰのような手法を用いることもなく強度を向上させることができ、溶接性および靱性にすぐれた鋼の得られる可能性のあるＣｕ添加鋼を用い、集合組織をなくしランダム化した、Ｌ、Ｃ方向の靱性差の少ない高強度鋼板を得る検討をおこなうことにした。
【００１１】
Ｃｕ添加による析出強化を利用した高張力鋼板は、例えば米国特許第3692514号の明細書に示され、0.8〜1.6％のＣｕを含有させている。この鋼はＣｕの完全な溶体化のため、変態開始より早い時期に圧延加工を終了させる必要があるので、熱間圧延変形により形成された集合組織の影響が、圧延終了後多くは残らないことが期待される。ただし、強いＴＭＣＰを適用した場合のように、圧延のままで必要とする強度の鋼にすることはできないが、焼入れ焼戻しの調質処理のような圧延後のＡ３点以上の高温加熱は必要なく、600℃前後の加熱の析出処理にて強度を向上させるので、圧延後の処理費用は低減できる。
【００１２】
このＣｕ添加にて引張強さが570MPaを超える高強度鋼を作製し、ＣＴＯＤ試験によるＬ方向とＣ方向の靱性の差を調査した。その結果、このＬ、Ｃ方向の靱性差はかなり低減できることがわかったが、中にはＣ方向の破壊靱性が大きく劣るものも見受けられた。集合組織を調べると、特定方位への集積は全般に大きくなく、測定した15の方位の極密度の中の最大値は、強加工を施されたＴＭＣＰによる場合などより大きく低減していた。
【００１３】
そこで、特定方位への集積をできるだけ少なくする手段、例えば、仕上げ温度上昇、素材厚さを減少して合計圧下率を低下、圧延後変態温度以上の加熱冷却の繰り返し等の処理を種々検討した。その結果、製造工程および鋼板の他特性への影響が小さく、容易に適用できる方法として、仕上げ温度を確保することが効果的であることを見出したのである。
【００１４】
仕上げ温度の確保が集合組織のランダム化に効果があるのは、次のような理由によると考えられる。まず、フェライト相に比して加工による集合組織の生じにくい、オーステナイト相にある状態にて圧延が終了する。そして、冷却によるフェライト相への変態が始まるまでに、圧延後の加工組織の再結晶が十分に完了し、再結晶によりランダム化は大きく進行する。次いでこれが変態する際、変態に伴う再結晶もおこなわれ、幅方向圧延の効果も加わって、集合組織のランダム化がさらに大きく促進される。
【００１５】
仕上げ温度が低下すると、変態までのオーステナイト域での再結晶が進まず、さらにフェライト相が現れた状態で圧延加工が施されると、フェライト相は加工変形による集合組織を生じやすいばかりでなく、変態によるランダム化もおこなわれなくなるので、集合組織が顕著に現れるようになる。
【００１６】
集合組織以外のＬ、Ｃ方向の靱性差を大きくする要因に、延伸した介在物があるが、鋼材中に存在するこのような介在物は、主にＳやＳｅのＭｎ化物である。これらは圧延により圧延方向に大きく伸びた形状となり、Ｌ方向とＣ方向とでは同じ応力負荷状態であっても、亀裂発生部位における応力集中度が大きく異なってくるため、靱性差をもたらす結果となる。したがって、このような介在物の存在をできるだけ少なくしなければならないが、そのためには、製鋼原料から混入してくるＳおよびＳｅを十分低減する必要がある。
【００１７】
以上のような検討結果に基づき、各条件の有意な効果の得られる限界を明確にして本発明を完成させた。本発明の要旨は次のとおりである。
(1) 質量％でＣ：0.02〜0.10％、Ｓｉ：0.05〜0.65％、Ｍｎ：0.40〜2.0％、Ｓ：0.003％以下、Ｃｕ：0.50〜2.0％およびＳｅ：0.005％以下を含有し、さらに、Al：０〜0.025％、Ni：０〜0.55％、Cr：０〜0.25％、Mo：０〜0.24％、Ｖ：０〜0.022％、Nb：０〜0.015％、Zr：０〜0.05％およびＢ：０〜0.001％を含有し、残部がFeおよび不純物からなる鋼であって、板面法線方向に対する逆極点図における(110)、(200)、(211)、(310)、(222)、(321)、(420)、(332)、(521)、(541)、(622)、(631)、(442)、(433)および(611)の極密度が、いずれも3.2以下であることを特徴とする溶接用高張力鋼板。
(2) 圧延素材のスラブの加熱温度を1250℃以下とし、熱間圧延過程において圧下率30％以上の幅方向圧延を施し、仕上げ温度は「Ａｒ３点−30℃」以上とすることを特徴とする上記(1)に記載の溶接用高張力鋼板の製造方法。
【００１８】
【発明の実施の形態】
本発明の鋼板において化学組成を限定するのは、次のような理由による。なお組成比率はいずれも質量％である。
【００１９】
Ｃは0.02〜0.10％とする。Ｃは鋼の強度に大きく寄与する元素であり、0.02％未満では十分な強度の鋼板が得られない。しかし0.10％を超えて含有すると、鋼板の溶接性やＣＴＯＤ特性が劣化してくる。またその含有量低下のためには、より多くの工数を必要とするので、経済性およびよりすぐれた性能を得る点から望ましいのは0.03〜0.08％である。
【００２０】
Ｓｉの含有量は0.05〜0.65％とする。Ｓｉは精錬時に脱酸剤として機能し、強度の向上にも寄与する元素である。0.05％未満では脱酸効果が不十分となり、0.65％を超える含有は靱性を低下させる。望ましくは0.05〜0.30％含有させることである。
【００２１】
Ｍｎの含有量は0.40〜2.0％とする。Ｍｎは精錬時の脱酸剤、およびＳによる熱間脆性の抑止効果があり、そのためには、少なくとも0.40％以上の含有が好ましい。また強度を向上させる効果があるので2.0％まで含有させる。しかし、2.0％を超える含有は、溶接性およびＣＴＯＤ特性を悪くするので好ましくない。望ましいのは0.60〜1.6％である。
【００２２】
Ｓの含有量は0.003％以下とする。Ｓは不純物として鋼に混入してくるが、通常は脱硫処理が施されて低減される。残存するＳはＭｎＳとなって鋼中に介在物として析出し、これは圧延により延伸されるので、Ｃ方向の靱性劣化の原因となる。Ｓは多くても0.003％までであれば、顕著な影響は現れないが、その含有量は少なければ少ないほどよい。
【００２３】
Ｓｅの含有量は0.005％以下とする。Ｓｅは鋼の切削性を向上させる元素として利用されており、スクラップなど製鋼原料から混入し、ＣＴＯＤ特性を著しく劣化させる。このため実質的に靱性劣化を来さない限界量として0.005％以下とするが、その含有量は少なければ少ないほどよい。
【００２４】
Ｃｕは本発明の鋼の強度を確保するために重要な元素であり、0.5〜2.0％含有させる。Ｃｕは圧延をおこなうオーステナイト域では固溶状態にあり、圧延後フェライト域で微細に析出させることにより、鋼の強度を上昇させる。このような析出硬化により所要の強度を得るためには、少なくとも0.5％以上の含有を必要とする。しかし過剰に含有させると、靱性の劣化や溶接の熱影響部の粒界割れを生じるおそれがあるので、多くとも2.0％までとする。望ましいのは0.7〜1.8％である。
【００２５】
本発明鋼板は上記の成分を規制するが、残部についてはＦｅと不純物であってもよく、下記の成分をさらに含んでいてもよい。
【００２６】
例えばＡｌは、健全な鋳片を得るための脱酸剤として含有していてもよい。Ｎｉは、Ｃｕ含有させた場合表面疵が増加する傾向にあるので、必要によりＣｕ量の約半量以上含有させてもよい。その他の元素、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｂなどは、Ｃｕの析出による強度上昇効果を妨げない範囲であれば、靱性向上、強度増加、または耐食性向上の目的で含有させてもよい。
【００２７】
本発明の鋼は上述の組成を有し、かつ鋼板の1/4厚さまたは1/2厚さの位置、もしくは両位置における板面と平行な面において、Ｘ線による逆極点図法の板面法線方向の(110)、(200)、(211)、(310)、(222)、(321)、(420)、(332)、(521)、(541)、(622)、(631)、(442)、(433)および(611)の15方位の極密度の値が、いずれも3.2以下であることとする。
【００２８】
極密度は、全く集合組織を持たないランダム試料のＸ線回折強度に対する相対強度を示し、1であれば、その方位への集積がないことを意味する。上記各方位の極密度の値がいずれも3.2以下であれば、実質的に集合組織は形成されてなく、集合組織に起因するＣＴＯＤ試験のＬ、Ｃ方向の靱性差は無視できる。この場合、靱性値そのものも向上する。特定方位の極密度の値が1を下回るとき、他のいずれかの方位の極密度が増大するが、0.2程度より大であれば、大きくは影響しない。
【００２９】
鋼板に圧延する際の素材の加熱温度は1250℃以下とする。これは1250℃を超える加熱は素材のオーステナイト粒を粗大化させ、得られた鋼板の靱性を低下させるからである。なお加熱温度を下げすぎると変形抵抗が増して圧延できなくなること、および圧延の仕上げ温度が下がりすぎて集合組織が顕著になるので、低くても950℃以上とするのが望ましい。
【００３０】
素材を目的とする厚さにまで圧延する過程で、合計で圧下率30％以上の幅方向圧延（幅出し圧延）を施す。この圧延を実施することにより、介在物の形状が圧延方向に延伸する傾向を抑止することができる。しかし30％未満の圧延では、圧延方向のみの延伸となり、Ｌ方向に対するＣ方向の靱性劣化十分低減できない。なお幅方向圧延は、その上限である50％まで実施してもかまわない。
【００３１】
この幅方向圧延は、素材から最終厚さにまで圧延する間のいずれの段階でもよく、一度ではなく分割しておこなってもよいが、圧延が進み被圧延材が長くなると幅方向の圧延は困難になるので、圧延初期におこなうことが好ましい。
【００３２】
圧延の仕上げ温度は「Ａｒ３点−30℃」以上とする。「Ａｒ３点−30℃」を下回る温度で圧延加工が施されると集合組織が顕著になり、極密度が3.2を超える方位が現れるからである。ただし、仕上げ温度を高くしすぎると、再結晶後の結晶粒が成長し粗粒化して強度靱性とも低下してくるので、950℃未満で圧延を完了することが望ましい。なお、「Ａｒ３点」は、慣用的に用いられる鋼組成からの推測式にて求めればよく、例えば大内らの提案したＡｒ３点の推測式（大内、他：鉄と鋼、vol.67（1981)，p.143-152）を適用して求める。
【００３３】
圧延終了後、Ｃｕ析出をおこなわせ、所要強度を得る。圧延加工完了時以降の過程は、集合組織にはほとんど影響しないので、一般的なＣｕ析出処理を施せばよい。これは例えば、冷却後、450〜680℃にて1〜5時間の保持をおこなうが、この析出処理は、圧延後鋼板を冷却してから再加熱してもよく、冷却の途中の段階で所要温度に加熱した炉に装入し、保持する方法でもよい。
【００３４】
ただしいずれの析出処理の場合でも、圧延加工完了後の、「Ａｒ３点−30℃」以上の温度から冷却を開始することが望ましく、冷却開始温度から580℃までの温度範囲を1〜50℃／secの速度で冷却するとよい。これは、フェライト相中ではＣｕの溶解度が低下し析出が進行するが、高温での析出は十分な強度が得られないので、析出速度の大きい高温域は速く通過させ、この温度域での析出を抑止することが好ましいからである。しかし冷却速度が速すぎると焼きが入ってしまい、強度の調整に焼戻しが必要になる。580℃を下回る温度になると、析出速度が低下するので、放冷程度のゆっくりした冷却でも析出は多くは生じない。
【００３５】
析出処理の温度は、450℃未満では析出速度が遅くなってしまい、析出不十分で強度が得られず、その上溶接の継ぎ手近傍での特性不安定を生じやすくなるので好ましくない。また680℃を超える析出処理は、十分な強度が得られない。
【００３６】
【実施例】
化学組成を表１に示す厚さ300mmの鋼スラブを素材に用い、スラブ加熱温度を1120〜1140℃として、熱間圧延により板厚25〜50mmの厚鋼板を製造した。その際、一部の鋼スラブを除き、圧延の初期段階にて幅方向圧延を施した。それぞれの鋼の幅方向圧延の量、圧延仕上げ温度、圧延後板厚等について表２に示す。熱間圧延後、放冷または加速冷却して冷却し、580℃以下にしてから590〜640℃の範囲で再加熱して析出処理をおこなった。
【００３７】
【表１】
0003797172.tif 000002
【００３８】
【表２】
0003797172.tif 000003
【００３９】
得られた鋼板の板厚中心位置よりＪＩＳ4号試験片を採取し、引張試験をおこなった。結果を表２に併記する。鋼板の厚さ1／2の面において、板面に対し法線方向の逆極点図の極密度を、ターゲットをＭｏとするＸ線回折法により測定した。測定結果を表３に示す。
【００４０】
ＣＴＯＤ試験はBS-7448に準拠して実施した。この場合、試験片厚さは全厚、試験温度は−10℃とし、Ｌ方向およびＣ方向の２方向について限界ＣＴＯＤ値を求めた。溶接性に関してはＪＩＳＺ3158によるｙ形溶接割れ試験を実施し、表面および断面における割れの有無を調査した。これらの結果を表３に示す。
【００４１】
【表３】
0003797172.tif 000004
【００４２】
試番1〜9の鋼板は化学組成が本発明にて定める範囲のものであるが、そのうちの試番2、3、5、6および7の鋼板は、(211)、(332)、(541)等の方位の極密度が3.2を超えており、Ｃ方向の限界ＣＴＯＤ値が小さい。これは試番2、5および7が幅方向圧延をおこなっていないか、おこなっていても圧下量の小さすぎのためであり、試番3および6が仕上げ温度の低すぎのためである。これらに対し、試番1、4、8および9は特定の方位への集積はなく、Ｌ、Ｃ差のないすぐれた靱性を示している。これは30％を超える幅方向圧延と、十分高い仕上げ温度による。
【００４３】
試番10はいずれの方位の極密度も1に近く、靱性にすぐれているが、強度が低い。これはＣ含有量の低すぎによると考えられる。
【００４４】
試番11〜17は、仕上げ温度の低い試番15以外、どれも極密度が3.2を超えるものはない。しかしながら、いずれかの化学組成が本発明で定める範囲を逸脱しており、そのために限界ＣＴＯＤ値が小さいものとなっている。
【００４５】
【発明の効果】
本発明の製造方法による高張力鋼板は、溶接性にすぐれ、通常のＴＭＣＰ法による鋼板に比較し、圧延方向およびそれに直角の方向における破壊靱性値の差は小さく、破壊靱性値そのものもすぐれ、鋼板の圧延方向に留意することなく使用できる。また、複雑な圧延条件管理や厳しい温度管理を必要とせず、焼入れ焼戻しのような調質ではなく、簡単な析出処理により容易に強度を得ることができる。このように本発明は、溶接性、高強度、すぐれた靱性を有する鋼板およびその合理的な製造方法を提供するものである。