JP2002285239A - 溶接熱影響部靱性に優れた非調質厚肉高張力鋼の製造方法 - Google Patents
溶接熱影響部靱性に優れた非調質厚肉高張力鋼の製造方法Info
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Abstract
非調質厚肉高張力鋼の製造方法。 【解決手段】C:0.05〜0.15mass%、Si:0.05〜0.50ma
ss%、Mn:1.0 〜2.0 mass%、P:0.015 mass%以下、
S:0.0050mass%以下、Al:0.005 〜0.06mass%、Nb:
0.05mass%以下、Ti:0.005 〜0.02mass%、N:0.0035
〜0.0075mass%、Ca:0.0005〜0.0030mass%を含み、か
つ、Ca、O、Sの各含有量は、 (1)式を満たし、残部は
Feおよび不可避的不純物からなるを1050〜1200℃に加熱
後、950 ℃以上における累積圧下率30%以上、950 ℃未
満における累積圧下率30〜70%となる熱間圧延を施し、
終了温度から、前段冷却停止温度600 〜450 ℃の間まで
7〜20℃/s の冷却速度で、該前段冷却停止温度から、
後段冷却停止温度450 未満〜200 ℃の間まで1〜7℃/
s 未満の冷却速度で冷却し、その後空冷または徐冷す
る。 0<(Ca −(0.18 +130 ×Ca) ×O) /1.25/S<1--
--(1)
Description
等の各分野で使用される鋼材に係わり、特に溶接入熱が
300kJ/cmを超える大入熱溶接での溶接熱影響部靱性に優
れる、降伏強さが390 N/mm2以上、板厚が50mm以上の非
調質厚肉高張力鋼の製造方法に関する。
る鋼材は、一般に、溶接接合により所望の形状の構造物
に仕上げられる。こうした構造物においては、安全性の
観点から、使用される鋼材の母材靱性はもちろんのこ
と、溶接熱影響部の靱性に優れることが要求される。そ
の際、最も問題となるのは、溶接熱影響部のボンド部の
靱性である。ボンド部は、大入熱溶接時に溶融点直下の
高温にさらされて、オーステナイト結晶粒がもっとも粗
大化しやすく、引き続く冷却によって、脆弱な上部ベイ
ナイト組織に変態しやすい位置であるからである。ま
た、ボンド部では、ウッドマンステッテン組織や島状マ
ルテンサイトといった脆化組織が生成しやすく、このこ
とも靱性低下の要因となっている。
これまでTiNの微細分散によるオーステナイトの粗大化
抑制やフェライト変態核としての利用技術が実用化され
てきた。また、特公平03−53367号公報や入熱量
230kJ/cmの溶接ボンド部での靱性改善を目指した特開昭
60−184663号公報には、希土類元素(REM)
をTiと複合添加することにより、鋼中に微細粒子を分散
させてオーステナイトの粒成長を防止し、溶接部の靱性
向上を図る方法が示されている。さらに、Tiの酸化物を
分散させる技術やBNのフェライト核生成能を組み合わ
せる技術も開発されている。このほか、CaやREMを添
加することで硫化物の形態を制御し、より高靱性を得ら
れることが知られている。
従来技術においては、安定した靱性が得られる鋼材の製
造が困難であったり、300kJ/cmを超える大入熱溶接部で
は十分な靱性が得られないという問題があった。すなわ
ち、TiNを主体に利用する技術においては、TiNが溶解
する温度域に加熱される溶接部でその作用がなくなり、
また固溶TiおよびNによる地の組織の脆化によって著し
く靱性の低下が見られた。さらに、Tiの酸化物を使った
技術においては、酸化物の微細分散が十分均質にできな
いという問題があった。またCaやREMを添加する技
術においても300 kJ/cm を超える大入熱溶接では溶接熱
影響部の高靭性を確保することは困難であった。
の大型化が進み、使用される鋼材にはより高強度化、厚
肉化が求められている。しかしながら、高強度化、厚肉
化を行うには合金元素の添加が必要となって、この合金
元素の添加は溶接部靱性の低下を招くのが一般的であ
る。したがって、厚肉材のように製造時の冷却速度が比
較的遅い場合においても、合金元素添加量を増加させず
に、母材の強度を向上させる必要性も高まっている。そ
こで、本発明は、板厚が50mm以上、母材の降伏強さが
390 N/mm2以上、−40℃における吸収エネルギーvE-40
が200 J 以上であって、300 kJ/cm を超える大入熱溶接
においても十分な靱性が得られる非調質厚肉高張力鋼を
安定かつ効果的に製造するための製造方法を提案するこ
とを目的とする。なお、本発明が目標とする大入熱溶接
での溶接熱影響部靱性は、vE-40 が 41 J 以上である。
部の靱性とともに、厚肉材の母材強度・靱性を改善する
方法について、研究、検討を重ねた。その結果、まず、
大入熱溶接部とくに溶接ボンド部の靱性は脆化組織に影
響され、この脆化組織は硫化物の形態制御の役割を担う
Caの添加方法を制御することにより大きく改善できるこ
とを新たに知見した。すなわち、大入熱溶接部の高靱性
化を達成するには、高温に加熱された領域におけるオー
ステナイトの粗大化抑制と、加熱後の冷却時におけるフ
ェライト変態促進のための変態核の微細分散が必要であ
り、従来技術ではこれらが不十分であった。本発明で
は、鋼を溶製する際の凝固段階でCaSを晶出させるよう
にした。CaSは酸化物に比べて低温で晶出するので、鋼
中での微細均一分散が可能となる。そして、Ca、Sの添
加量および添加時の溶鋼中の溶存酸素量を制御すること
によって、CaSの晶出後に固溶S量を確保すれば、CaS
の表面上にMnSが析出することを見出した。MnSにはフ
ェライト核生成能があることが知られており、さらには
その周囲にMnの希薄帯が形成されるとフェライト変態が
促進される。また、MnS上にTiN,BN,AlN等のフェ
ライト生成核が析出することによって、より一層フェラ
イト変態が促進されることも新たに知見した。これらの
知見から、高温でも溶解しないフェライト変態生成核を
微細分散させることに成功し、大入熱溶接熱影響部の組
織微細化、高靱性化が可能となった。
ついて検討したところ、圧延後の冷却を冷却速度が大き
い前段冷却と小さい後段冷却からなる2段階に分け、そ
れぞれの冷却速度を制御すれば、鋼板組織がアシキュラ
−フェライト主体の組織となり、母材の強度・靱性に優
れた厚肉高張力鋼を製造できることを見出した。このよ
うな知見に基づいて完成した本発明は、以下の構成を要
旨とするものである。
0.50mass%、Mn:1.0 〜2.0 mass%、P:0.015 mass%
以下、S:0.0050mass%以下、Al:0.005 〜0.06mass
%、Nb:0.05mass%以下、Ti:0.005 〜0.02mass%、
N:0.0035〜0.0075mass%、Ca:0.0005〜0.0030mass%
を含み、かつ、Ca、O、Sの各含有量は、下記 (1)式を
満たして含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からな
る鋼素材を1050〜1200℃に加熱後、950 ℃以上の温度域
における累積圧下率が30%以上かつ、950 ℃未満の温度
域における累積圧下率が30〜70%となる熱間圧延を施
し、熱間圧延終了温度から、600 〜450 ℃間とする前段
冷却停止温度までの前段冷却を7〜20℃/s の冷却速度
で、該前段冷却の停止温度から、450 未満〜200 ℃間と
する後段冷却停止温度までの後段冷却を1〜7℃/s 未
満の冷却速度で行い、その後は空冷または徐冷すること
を特徴とする溶接熱影響部靱性に優れた非調質厚肉高張
力鋼の製造方法。 記 0<(Ca −(0.18 +130 ×Ca) ×O) /1.25/S<1----(1) ただし、Ca、O、Sは各成分の含有量(mass%)を表
す。
B:0.0003〜0.0025mass%、V:0.2 mass%以下、Cu:
1.0 mass%以下、Ni:1.5 mass%以下、Cr:0.7 mass%
以下、Mo:0.7 mass%以下から選ばれる少なくとも1種
または2種以上を含有する組成になる、溶接熱影響部靱
性に優れた非調質厚肉高張力鋼の製造方法。
実験結果を説明する。質量%で、C:0.08%、Si:0.2
%、Mn:1.5 %を基本成分とする鋼を、1150℃に加熱
後、 950℃以上の圧下率を40%、 950℃未満での累積圧
下率を50%、圧延終了温度を850 ℃として圧延した後、
圧延終了から500 ℃までを冷却速度2〜25℃/sで冷却
する前段冷却ののち、その後350 ℃までを冷却速度3℃
/sで冷却する後段冷却を行い、その後空冷して厚鋼板
とした。得られた厚鋼板について、アシキュラ−フェラ
イト組織の面積率および強度、靱性を調査した。図1
に、前段冷却の冷却速度が母材特性およびアシキュラ−
フェライト面積率に及ぼす影響を示す。図1から、前段
冷却の冷却速度が増すに伴い、強度は上昇し、靱性(−
40℃における吸収エネルギー vE-40)は低下する。ま
た、アシキュラ−フェライト組織の面積率は冷却速度の
増大とともに上昇するが、おおよ10℃/sで勾配が緩や
かになる傾向となる。このように、前段冷却の冷却速度
をある速度以上に高めることにより、比較的高温で生成
するポリゴナルフェライトを抑制し、アシキュラーフェ
ライト主体の組織にすると、強度と靱性のバランスのと
れた鋼板を製造できることがわかった。
ss%は必要であり、多すぎると溶接割れの発生を助長す
るので上限を0.15mass%とする。
を超えると母材の靱性を劣化させる。
要であり、2.0 mass%を超えると溶接部の靱性を著しく
劣化させる。
る。
接部の靱性を劣化させる。
mass%を超えて含有すると母材の靱性を低下させるとと
もに、溶接時の希釈で溶接金属部に混入することによ
り、靱性を劣化させる。
化に有効な元素であるが、0.05mass%を超える含有は溶
接部靱性を劣化させる。
テナイトの粗大化抑制やフェライト変態核となって高靱
性化に寄与する。0.005 mass%未満ではその効果が少な
く、0.02mass%を超えるとTiN粒子の粗大化によって期
待する効果が得られなくなる。
り、0.0035mass%未満では十分なTiN量が得られず、0.
0075mass%を超えると溶接熱サイクルによってTiNが溶
解する領域における固溶N量の増加のために靱性を著し
く低下させる。
る。このような効果を発揮させるには少なくとも0.0005
mass%は含有することが必要であるが、0.0030mass%を
超えて含有しても効果が飽和する。このため、本発明で
は、0.0005mass%から0.0030mass%の範囲に限定する。
25/S<1(ここに、Ca,O,S:各元素の含有量(ma
ss%)) CaおよびSは、0<(Ca −(0.18 +130 ×Ca) ×O) /
1.25/S<1の関係を満足するように含有する必要があ
る。この場合、CaS上にMnSが析出した複合硫化物の形
態となる。(Ca −(0.18 +130 ×Ca) ×O) /1.25/S
≦0 の場合には、CaSが晶出しないためにSはMnS単独
の形態で析出する。このMnSは鋼板製造時の圧延で伸長
されて母材の靱性の低下を引き起こすとともに、本発明
の主眼である溶接熱影響部での微細分散が達成されな
い。一方、1≦(Ca −(0.18 +130×Ca) ×O) /1.25
/Sの場合には、Sが完全にCaによって固定され、フェ
ライト生成核として働くMnSがCaS上に析出しないため
に十分な機能が発揮されない。
るために、B、V、Cu、Ni、Cr、Moから選ばれる少なく
とも1種または2種以上を含有することができる。 B:0.0003〜0.0025mass% Bは、オーステナイト粒界に偏析することで粒界からの
フェライト変態を抑え、高強度化する効果があるが、0.
0025%を超えて添加すると逆に靱性が劣化する。
イト生成核として働くが、0.2 mass%を超えるとかえっ
て靱性の低下を招く。
価であるため上限を1.5%とした。
と熱間脆性を生じ、鋼板の表面性状を劣化させる。
有すると靱性に悪影響を与えるので上限を0.7 mass%と
する。
有すると靱性に悪影響を与えるので上限を0.7 mass%と
する。
る。上記組成の溶鋼を、転炉、電気炉、真空溶解炉等の
通常の方法で溶製し、連続鋳造法、造塊法など通常の鋳
造方法でスラブ等の圧延素材とする。この素材から以下
の工程により厚肉の高張力鋼を製造する。すなわち、上
述した基本組成に成分調整した鋼素材を、まず1050〜12
00℃の温度範囲に加熱する。1050℃以上に加熱するのは
Nb炭窒化物を完全に固溶するためであり、一方1200℃を
超える温度に加熱するとTiNが粗大化することにより溶
接部の靱性が劣化する。したがって、加熱温度は1050〜
1200℃の範囲とする。
域における累積圧下率30%以上となる、熱間圧延を施
す。この温度域では、圧延によってオーステナイト粒が
再結晶するため、組織を微細にすることができる。30%
未満では、加熱時の異常粗大粒が残存し、母材の靱性に
悪影響を及ぼすので下限を30%とする。
積圧下率30〜70%で熱間圧延する。この温度域ではオー
ステナイト粒の再結晶は起こらず、オーステナイト粒は
扁平に変形し、かつ内部に変形帯などの欠陥が導入され
る。この蓄積された内部エネルギーがその後のフェライ
ト変態の駆動力に加えられる。圧下率が30%未満では蓄
積される内部エネルギーが十分ではないために、フェラ
イト変態が起こりにくく、ベイナイト組織が生成する。
また、70%以上では、逆にポリゴナルフェライトの生成
が促進され、アシキュラ−フェライトの生成が抑制され
る。
に分け、前者の冷却速度を後者のそれよりも相対的に大
きくする。すなわち、前段冷却では、熱間圧延終了温度
から600 〜450 ℃の間とする前段冷却停止温度まで、好
ましくは熱間圧延終了温度から580 〜480 ℃の間とする
前段冷却停止温度までの温度域を7〜20℃/s 、好まし
くは 8〜16℃/s の冷却速度で冷却する。そして、後段
冷却では、前段冷却の停止温度から450 未満〜200 ℃の
間とする後段冷却停止温度まで、好ましくは前段冷却の
停止温度から 400〜 300℃の間とする後段冷却停止温度
までの温度域を1〜7℃/s 未満、好ましくは 2〜 6℃
/s の冷却速度で冷却する。前段冷却において、停止温
度が停止温度域の上限よりも高いと強度の増加がほとん
どなく、下限よりも低いと靱性が劣化する。また、冷却
速度が上記範囲の下限に満たないとポリゴナルフェライ
ト主体の組織となって強度上昇効果が得られず、上記範
囲の上限を超えると靱性が劣化する。また、後段冷却に
おいて、冷却停止温度が停止温度域の上限よりも高いと
強度上昇量が不十分となり、下限よりも低くなると水素
の除去が不十分となり水素起因の欠陥が発生する。ま
た、冷却速度が上記範囲の下限に満たないと強度上昇効
果がなく、上記範囲の上限よりも大きいと冷却停止温度
が板内で不均一となる。上述したように、熱間圧延の圧
下率と圧延後の2段冷却条件の制御、とくに前段冷却の
冷却速度を大きくすることにより、母材がアシキュラー
フェライト主体の組織となり、強度・靱性に優れた鋼材
が製造可能となる。
る。表1に示す種々の成分組成に調整した鋼スラブを用
いて、表2および表3に示す条件にしたがって、板厚55
又は65mmの厚鋼板(熱間圧延後は水冷)を製造した。
かくして、得られた各厚鋼板について、母材の引張試験
及びシャルピー試験を実施した。引張試験は、各鋼板の
板厚1/4 位置から、JIS 4号引張試験片を採取し、降伏
強さYP、引張強さTSを求めた。シャルピー衝撃試験は、
各鋼板の板厚1/4 位置から、JIS 4号衝撃試験片を採取
し、−40℃での吸収エネルギー(vE−40)を求めた。
に、V開先を施し、エレクトロガスアーク溶接(350 又
は450 kJ/cm )により、溶接継手を作製した。これら溶
接継手から切り欠き位置をボンド部とするJIS 4号衝撃
試験片を採取し、試験温度−40℃でシャルピー衝撃試験
を実施し、吸収エネルギー(vE−40)を求めた。
0 N/mm2以上の強度とvE−40が200J以上の吸収エネルギ
ーを有して、母材の強度・靱性に優れる上、さらにエレ
クトロガスアーク溶接継手ボンド部のvE−40が85J 以上
と、大入熱溶接を施しても優れた溶接熱影響部靱性を有
する鋼材となっている。これに対し、本発明の範囲を外
れる比較例は、母材の強度不足(降伏応力390 N/mm2以
下)、母材の靱性不良、溶接熱影響部の靱性不良、水素
割れ、材質のばらつきの少なくとも一つの特性が劣って
いる。
300kJ/cmを超える大入熱溶接の場合でも優れた溶接熱影
響部靱性が得られる、降伏強さ390 N/mm2以上、板厚50
mm超えの厚肉非調質鋼材を安価に製造することができ
る。したがって、本発明は構造物の大型化や施工能率の
向上に寄与するところ大である。
での冷却速度)がアシキュラーフェライト面積率、強度
および靱性に及ぼす影響を示すグラフである。
Claims (2)
- 【請求項1】C:0.05〜0.15mass%、 Si:0.05〜0.50mass%、 Mn:1.0 〜2.0 mass%、 P:0.015 mass%以下、 S:0.0050mass%以下、 Al:0.005 〜0.06mass%、 Nb:0.05mass%以下、 Ti:0.005 〜0.02mass%、 N:0.0035〜0.0075mass%、 Ca:0.0005〜0.0030mass%を含み、 かつ、Ca、O、Sの各含有量は、下記 (1)式を満たして
含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる鋼素材
を1050〜1200℃に加熱後、950 ℃以上の温度域における
累積圧下率が30%以上かつ、950 ℃未満の温度域におけ
る累積圧下率が30〜70%となる熱間圧延を施し、熱間圧
延終了温度から、600 〜450 ℃間とする前段冷却停止温
度までの前段冷却を7〜20℃/s の冷却速度で、該前段
冷却の停止温度から、450 未満〜200 ℃間とする後段冷
却停止温度までの後段冷却を1〜7℃/s 未満の冷却速
度で行い、その後は空冷または徐冷することを特徴とす
る溶接熱影響部靱性に優れた非調質厚肉高張力鋼の製造
方法。 記 0<(Ca −(0.18 +130 ×Ca) ×O) /1.25/S<1----(1) ただし、Ca、O、Sは各成分の含有量(mass%)を表
す。 - 【請求項2】請求項1において鋼素材が、さらに B:0.0003〜0.0025mass%、 V:0.2 mass%以下、 Cu:1.0 mass%以下、 Ni:1.5 mass%以下、 Cr:0.7 mass%以下、 Mo:0.7 mass%以下 から選ばれる少なくとも1種または2種以上を含有する
組成になる、溶接熱影響部靱性に優れた非調質厚肉高張
力鋼の製造方法。
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