JP2007277679A

JP2007277679A - 高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用高張力鋼の製造方法

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Publication number: JP2007277679A
Application number: JP2006108494A
Authority: JP
Inventors: Yoshiyuki Watabe; 義之渡部; Ryuji Uemori; 龍治植森
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2006-04-11
Filing date: 2006-04-11
Publication date: 2007-10-25
Anticipated expiration: 2026-04-11
Also published as: JP5098207B2

Abstract

【課題】市況変動の大きいＭｏを添加せずに優れた高温強度とともに鋼材の基本性能の１つである低温靭性にも優れる溶接構造用高張力鋼を低コストで供給可能な方法を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．００５〜０．０５％、Ｓｉ：０．４０％以下、Ｍｎ：０．８〜２．０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：０．５０超〜３．０％、Ｎｂ：０．０５〜０．５０％、かつＮｂ≧２Ｃ、Ａ１：０．０６０％以下、Ｎ：０．００１〜０．００６％、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、Ｐ_ＣＭ値が０．２４％以下からなる鋳片または鋼片を、１０００〜１３００℃の温度に加熱し、オーステナイト未再結晶温度域での累積圧下量を３０％以上として７５０℃以上の温度で熱間圧延を終了した後、６８０℃以上の温度から加速冷却を開始し、３５０℃以下の温度で加速冷却を停止することを特徴とする。
【選択図】なし

Description

本発明は、火災など高温時の耐力維持を目的とした建築構造用耐火鋼を主たるターゲットとするものであるが、建築用途に限らず、海洋構造物、船舶、橋梁、各種貯槽タンク用など幅広い用途の溶接構造用高張力鋼に適用できる。なお、主に対象とする強度レべルは、降伏強さで３２５〜４７５ＭＰａ、引張強さで４９０〜６４０ＭＰａの、いわゆる一般に５０キロ鋼と呼ばれるクラスである。

高温耐力の確保を目的とした建築用途でのいわゆる耐火鋼は、これまで多くの技術が開示されている（例えば、特許文献１参照）。しかし、そのほとんどはＭｏを含有するものである。確かに、Ｍｏは、鋼の高温耐力を確保する上で極めて有効な元素であるが、同時に高価な元素でもある。

ところで、ＪＩＳ等で規格化されている一般の構造用鋼は、約３５０℃から強度低下するため、その許容温度は約５００℃となっている。すなわち、ビルや事務所、住居、立体駐車場などの建築物に前記の鋼材を用いた場合は、火災時における安全性を確保するため、十分な耐火被覆を施すことが義務付けられており、建築関連諸法令では、火災時に鋼材温度が３５０℃以上にならないように規定されている。これは、前記鋼材では、３５０℃程度で耐力が常温の２／３程度になり、必要な強度を下回るためである。このため、一般鋼材を建造物に利用する場合、火災時において鋼材の温度が３５０℃に達しないように耐火被覆を施す必要がある。

したがって、耐火鋼製造においては、一般鋼＋耐火被覆ならびにその施工コストに見合うものであることが前提となる。ところが、高温耐力維持を目的として一般に添加されるＭｏは市況変化が大きく、添加量にもよるが、耐火被覆コストと見合わない状況も出てくることもある。このため、Ｍｏを添加しない安価な高温強度保証鋼の開発・実用化が待たれていた。

特開平２−７７５２３号公報

本発明は、市況変動の大きいＭｏを添加せずに優れた高温強度とともに鋼材の基本性能の１つである低温靭性にも優れる溶接構造用高張力鋼を得るため、比較的低いＣと比較的高いＮｂをべースに鋼成分を溶接割れ感受性組成Ｐ_ＣＭとともに特定範囲に限定し、さらに製造方法を限定することで、工業的に安定して、しかも低コストで供給可能な方法を提供するものである。

本発明のポイントは、高温耐力確保・維持にきわめて有効なために通常用いられるＭｏを添加することなく、高温耐力を安定して確保するため、比較的高いＮｂ添加によるＮｂ析出物（炭窒化物）を利用するものである。Ｍｏを含有しない高温耐力保証鋼は、それ自体きわめて画期的であると同時に、焼入性の高いＭｏを含有しないことで、溶接構造用鋼としての基本性能（強度、靭性）はもちろん、溶接性やガス切断性をもかえって向上させることにもつながる。

本発明は、Ｎｂ、Ｍｏのみならず、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎをはじめとする個々の合金元素量およびＰ_ＣＭを限定し、さらに製造条件を限定することで、溶接構造用鋼としての各種使用性能はもちろん、優れた高温強度と低温靭性を両立させたものであるが、その要旨は、以下の通りである。

（１）成分が質量％で、
Ｃ：０．００５〜０．０５％、
Ｓｉ：０．４０％以下、
Ｍｎ：０．８〜２．０％、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｃｒ：０．５０超〜３．０％（０．５０％を含まない）、
Ｎｂ：０．０５〜０．５０％、かつＮｂ≧２Ｃ、
Ａ１：０．０６０％以下、
Ｎ：０．００１〜０．００６％、
さらに、Ｍｏがコンタミネーションとして含有する程度の０．０３％以下で、実質的にＭｏを含有せず、残部が鉄および不可避的不純物からなり、
Ｐ_ＣＭ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂと定義するＰｃＭ値が０．２４％以下からなる鋳片または鋼片を、１０００〜１３００℃の温度に加熱し、オーステナイト未再結晶温度域での累積圧下量を３０％以上として７５０℃以上の温度で熱間圧延を終了した後、６８０℃以上の温度から加速冷却を開始し、３５０℃以下の温度で加速冷却を停止することを特徴とする高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用高張力鋼の製造方法。

（２）上記の鋼成分に加えさらに、質量％で、
Ｖ：０．０１〜０．２０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
の範囲で１種または２種を含有することを特徴とする上記（１）に記載の高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用高張力鋼の製造方法。

（３）さらに、質量％で
Ｎｉ：０．０５〜０．５０％、
Ｃｕ：０．０５〜０．５０％、
Ｂ：０．０００２〜０．００３％、
Ｍｇ：０．０００２〜０．００５％
の範囲で１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）または（２）に記載の高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用高張力鋼の製造方法。

（４）さらに、質量％で
Ｃａ：０．０００５〜０．００４％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．００８％
の少なくともいずれか１種を含有することを特徴とする上記（１）〜（３）のいずれかに記載の高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用高張力鋼の製造方法。

本発明により、高温強度と低温靭性に優れた溶接構造用高張力鋼が大量かつ安価に提供できるようになった。その結果、建築構造用として、耐火被覆の軽減または省略が可能となった。また、建築以外の用途においても、強度、靭性などの基本性能を具備した上で、さらに高温強度をも具備したため、高温に晒される可能性のある溶接構造物用鋼として、構造物の安全性を一段と高めることができるようになった。

以下本発明を詳細に説明する。

まず、鋼成分を限定した理由について説明する。なお、鋼成分の含有量は質量％を意味する。

Ｃは、高張力鋼としてはきわめて低いレべルに限定しており、本発明の特徴の―つである。これは、後述する他の成分とともに製造方法とも密接に関係している。鋼成分の中でもＣは鋼材の特性に最も大きな影響を及ぼすもので、下限０.００５％は強度確保や溶接などの熱影響部が必要以上に軟化することのないようにするための最小量である。しかし、Ｃ量が多すぎると焼入性が必要以上に上がり、鋼材が本来有すべき強度、靭性のバランス、溶接性などに悪影響を及ぼしたり、さらに、後述する比較的低温で加速冷却を停止する本発明の製造方法においては、鋼材表層の極端な硬化や板厚断面方向の材質変動を抑えるため、上限を０．０５％とした。

Ｓｉは、脱酸上鋼に含まれる元素であるが、多く添加すると溶接性、ＨＡＺ靭性が劣化するため、上限を０．４０％に限定した。鋼の脱酸はＴｉ、Ａ１のみでも十分可能であり、ＨＡＺ靭性、焼入性などの観点から低いほど好ましく、必ずしも添加する必要はない。

Ｍｎは、常温の強度、靭性を確保する上で不可欠な元素であり、その下限は０．８％である。しかし、Ｍｎ量が多すぎると焼入性が上昇して溶接性、ＨＡＺ靭性を劣化させるだけでなく、連続鋳造スラブの中心偏析を助長するので上限を２．０％とした。

Ｐは、本発明鋼においては不純物であり、Ｐ量の低減はＨＡＺにおける粒界破壊を減少させる傾向があるため、少ないほど好ましい。含有量が多いと母材、溶接部の低温靭性を劣化させるため上限を０．０２０％とした。

Ｓは、Ｐと同様本発明鋼においては不純物であり、母材の低温靭性の観点からは少ないほど好ましい。含有量が多いと母材、溶接部の低温靭性を劣化させるため上限を０．０１０％とした。

Ｃｒは、本発明における最も重要な元素の―つである。実質的にＭｏを含有しない本発明鋼においては、高温強度確保のため比較的多いＣｒの添加が必要である。これは、高温時にＣｒの固溶強化とともにＣｒ炭化物を利用するためである。これらの効果を享受するため、最低０．５０％超（０．５０％を含まない）が必要である。しかし、添加量が多すぎると母材、溶接部の靭性および溶接性の劣化を招き、経済性も失するため上限を３．０％とした。

Ｎｂは、Ｃｒ同様、本発明における最も重要な元素の―つである。なぜなら、実質的にＭｏを含有しない本発明鋼においては、高温耐力確保のため固溶ＮｂならびにＮｂの析出物（炭窒化物）を利用しているからである。常温強度をＮｂ析出物による析出硬化で増加させるためには、比較的少ない量で良いが、高温時の耐力を確保するためには、０．０５％以上で、かつ、少なくともＣ量の２倍以上のＮｂ含有が必要であり、さらに固溶Ｎｂを安定して確保するためには、Ｃ量の５倍以上含有させることが好ましい。上限については、必ずしも限界を見極めたわけではないが、本発明者らの実験により、溶接部の大幅な靭性劣化を招かない範囲として、本発明では０．５０％とした。なお、Ｎｂ添加は、オーステナイトの未再結晶温度を上昇させ、熱間圧延時の制御圧延の効果を最大限に発揮することにも寄与する。

Ａ１は、一般に脱酸上鋼に含まれる元素であるが、脱酸はＳｉまたはＴｉだけでも十分であり、本発明鋼においては、その下限は限定しない。しかし、Ａ１量が多くなると鋼の清浄度が悪くなるだけでなく、溶接金属の靭性が劣化するので上限を０．０６０％とした。

Ｎは、不可避的不純物として鋼中に含まれるものであるが、Ｎｂと結合して炭窒化物を形成して強度を増加させ、また、ＴｉＮを形成して前述のように鋼の性質を高める。このため、Ｎ量として最低０．００１％必要である。しかしながら、Ｎ量の増加は溶接熱影響部靭性、溶接性に有害であり、本発明鋼においてはその上限は０．００６％である。

次に必要に応じて含有することができるＶ、Ｔｉの添加理由について説明する。

Ｖは、Ｎｂとほぼ同様の効果を有し、本発明におけるＶの役割は、Ｎｂを補完するものである。ただし、Ｖは、Ｎｂに比べて効果は小さく、焼入れ性にも影響を及ばすため、上下限を限定したものだが、下限はＶ添加の効果を確実に享受できる最少量として０.０１％に、上限はあくまでＮｂの補完的役割であることと後述するＰ_ＣＭへの影響も勘案し０．２０％とした。

Ｔｉは母材および溶接熱影響部靭性向上のために必須である。なぜならばＴｉは、Ａ１量が少ないとき（例えば０．００３％以下）、Ｏと結合してＴｉ_２Ｏ_３を主成分とする析出物を形成、粒内変態フェライト生成の核となり溶接熱影響部靭性を向上させる。また、ＴｉはＮと結合してＴｉＮとしてスラブ中に微細析出し、加熱時のγ粒の粗大化を抑え圧延組織の細粒化に有効であり、また鋼板中に存在する微細ＴｉＮは、溶接時に溶接熱影響部組織を細粒化するためである。これらの効果を得るためには、Ｔｉは最低０．００５％必要である。しかし多過ぎるとＴｉＣを形成し、低温靭性や溶接性を劣化させるので、その上限は０．０２５％である。本発明では、実質的にＭｏを添加しないとは、Ｍｏを意図的に添加しないが、製造工程上から不可避的に含有される場合には、０．０３％以下の範囲で許容できることを意味する。

次に、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｂ、Ｍｇの添加理由について説明する。

基本となる成分に、さらにこれらの元素を添加する主たる目的は、本発明鋼の優れた特徴を損なうことなく、強度、靭性などの特性を向上させるためである。したがってその添加量は自ずと制限されるべき性質のものである。

Ｎｉは、過剰に添加しなければ、溶接性、溶接熱影響部靭性に悪影響を及ぼすことなく母材の強度、靭性を向上させる。これら効果を発揮させるためには、少なくとも０．０５％以上の添加が必須である。―方、過剰な添加は高価なだけでなく、溶接性に好ましくない。また、Ｎｉを多く添加すると液体アンモニア中で応力腐食割れ（ＳＣＣ）を誘起する可能性が指摘されている。

本発明者らの実験によれば、１．０％までの添加は溶接性や液体アンモニア中でのＳＣＣを大きく劣化させず、強度、靭性向上効果の方が大きいが、経済性を優先し、上限を０．５％とした。

Ｃｕは、Ｎｉとほば同様の効果、現象を示し、上限の０．５０％は溶接性劣化に加え、過剰な添加は熱間圧延時にＣｕ−クラックが発生し製造困難となるため規制される。下限は実質的な効果が得られるための最小量とすべきで０．０５％である。

Ｂは、オーステナイト粒界に偏析し、フェライトの生成を抑制することを介して、焼入性を向上させ、強度向上に寄与する。この効果を享受するため、最低０．０００２％以上必要である。しかし、多すぎる添加は焼入性向上効果が飽和するだけでなく、靭性上有害となるＢ析出物を形成する可能性もあるため、上限を０．００３％とした。なお、タンク用鋼などとして、応力腐食割れが懸念されるケースでは、母材および溶接熱影響部の硬さの低減がポイントとなることが多く（例えば、硫化物応力腐食割れ（ＳＣＣ）防止のためにはＨＲＣ≦２２（ＨＶ≦２４８）が必須とされる）、そのようなケースでは焼入性を増大させるＢ添加は好ましくない。

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、細粒化する作用があり、溶接部の強靭化が図れる。このような効果を享受するためには、Ｍｇは０．０００２％以上必要である。―方、添加量が増えると添加量に対する効果代が小さくなるため、コスト上得策ではないので上限は０．００５％とした。

次に、請求項４にかかるＣａまたはＲＥＭの添加理由について説明する。

ＣａおよびＲＥＭは、ＭｎＳの形態を制御し、母材の低温靭性を向上させるほか、湿潤硫化水素環境下での水素誘起割れ（ＨＩＣ、ＳＳＣ、ＳＯＨＩＣ）感受性を低減させる。これらの効果を発揮するためには、最低０．０００５％必要である。しかし、多すぎる添加は、鋼の清浄度を逆に悪化させ、母材靭性や湿潤硫化水素環境下での水素誘起割れ（ＨＩＣ、ＳＳＣ、ＳＯＨＩＣ）感受性を高めるため、添加量の上限はＣａ、ＲＥＭそれぞれ０．００４％、０．００８％に限定した。ＣａとＲＥＭは、ほぼ同等の効果を有するため、少なくともいずれか１種を上記範囲で添加すればよく、両者を添加してもよい。

鋼の個々の成分を限定しても、成分系全体が適切でないと優れた特性は得られない。本発明では、Ｐ_ＣＭの値を０.２４％以下に限定する。Ｐ_ＣＭは溶接性を表す指標で、低いほど溶接性は良好である。一般に、Ｐ_ＣＭが０．２５％以下であれば優れた溶接性の確保が可能であり、本発明における前記限定は、本発明の特徴をより明確にすることを企図したものである。下限は特に限定しないが、各成分の限定範囲から自ずと制約されるものである。

限定された鋼成分において、優れた高温強度と低温靭性を両立する溶接構造用高張力鋼を得るためには、製造条件も本発明の通りに限定することが必要である。以下、その理由について説明する。

圧延に先立つ加熱温度を１０００〜１３００℃に限定した理由は、加熱時のオーステナイト粒を小さく保ち、圧延組織の微細化を図るためである。１３００℃は加熱時のオーステナイトが極端に粗大化しない上限温度であり、加熱温度がこれを超えるとオーステナイト粒が粗大混粒化し、変態後の組織も粗大化するため鋼の靭性が著しく劣化する。―方、加熱温度が低すぎると、板厚によっては後述する圧延終了温度の確保が困難となるばかりでなく、オーステナイトの未再結晶温度を上昇させ、熱間圧延時の制御圧延の効果を最大限に発揮させたり、析出硬化を発現させるためのＮｂの溶体化の観点から下限を１０００℃に限定した。

上述のような条件で加熱した鋳片または鋼片を、オーステナイト未再結晶温度域での累積圧下量を３０％以上とし、７５０℃以上で熱間圧延を終了した後、６８０℃以上の温度から加速冷却する。オーステナイト未再結晶温度域での圧延を行うことによって、オーステナイト粒を顕著に細粒化するため、少なくとも３０％以上の累積圧下量が必要である。圧延終了温度が７５０℃を下回ると、フェライトが変態析出し、フェライトを加工（圧延）する恐れがあり、低温靭性確保の点で好ましくない。このため、圧延終了温度は、７５０℃以上に限定する。

７５０℃以上で熱間圧延を終了した後、６８０℃以上の温度から加速冷却を開始するのは、変態域の冷速を早めることで組織を微細化し、強度と靭性を同時に向上させるためである。また、組織を微細化することは、比較的低温で加速冷却を停止する本発明においてはＣ濃縮相であるマルテンサイト−オーステナイト混合相（Ｍ−Ａｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔｓ）が生成する可能性があるが、その場合でも微細に分散生成することになるため、母材靭性ヘの悪影響を抑えることにも寄与する。加速冷却開始温度が６８０℃を下回ると、粗大なフェライトが析出し始め、強度低下や靭性を劣化させるため、６８０℃以上からの加速冷却に限定した。この加速冷却は、３５０℃以下の温度で停止しなければならない。３５０℃を超える温度では、本発明のような比較的Ｃの低い鋼では、安定した高張力化が困難となる。

なお、加速冷却時の冷速は、鋼成分や意図する強度や低温靭性レべルによっても変わるため一概には言えないが、板厚１／４厚位置の加速冷却開始温度から３５０℃までの平均冷速で、少なくとも３℃／秒以上とすることが望ましい。

以下実施例に基づいて本発明を詳細に説明する。
転炉−連続鋳造−厚板工程で種々の鋼成分の鋼板（厚さ１９〜１００ｍｍ）を製造し、その材質を調査した。

表１に比較鋼とともに本発明鋼の鋼成分を、表２に鋼板の製造条件と諸特性を示す。

本発明法にしたがって製造した鋼板（本発明鋼）は、すべて良好な特性を有する。これに対し、本発明によらない比較鋼は、いずれかの特性が劣る。

比較鋼１１は、Ｃ量が高いため本発明鋼に比較し、低温靭性に劣る。また、表には例示しないが、加速冷却停止温度が比較的低いことを特徴とする本発明の製造方法では、表層硬さが硬くなり、板厚内部との硬さ差がきわめて大きく、曲げ加工性、穿孔性などの使用性能に劣ることが予想される。比較鋼１２は、Ｎｂ量の絶対値が低いため、高温強度に劣る。比較鋼１３は、個々の成分は本発明の限定範囲にあるが、Ｃ量に対してＮｂ量が低いため、高温強度に劣る。比較鋼１４は、Ｃ量が低いために常温、高温強度とも低い。比較鋼１５は、成分上は本発明鋼５と同一である。しかし、比較鋼１５−１は、圧延後加速冷却が施されておらず、常温、高温強度ともに低い。比較鋼１５−２は、圧延終了温度が低く、結果として加速冷却開始温度が確保できずに低くなってしまったため、常温、高温強度ともに低い。比較鋼１５−３は、加速冷却開始温度が低いため、常温、高温強度ともに低い。比較鋼１５−４は、加速冷却停止温度が高いため、常温、高温強度ともに低い。

なお、本発明鋼はもちろん比較鋼においてもＰ_ＣＭは低いため、溶接性（斜めｙ形溶接割れ試験）はいずれも良好で、明確な差は見られなかった。

Claims

成分が質量％で、
Ｃ：０．００５〜０．０５％、
Ｓｉ：０．４０％以下、
Ｍｎ：０．８〜２．０％、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｃｒ：０．５０超〜３．０％（０．５０％を含まない）、
Ｎｂ：０．０５〜０．５０％、かつＮｂ≧２Ｃ、
Ａ１：０．０６０％以下、
Ｎ：０．００１〜０．００６％、
さらに、Ｍｏがコンタミネーションとして含有する程度の０．０３％以下で、実質的にＭｏを含有せず、残部が鉄および不可避的不純物からなり、
Ｐ_ＣＭ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂと定義するＰｃＭ値が０．２４％以下からなる鋳片または鋼片を、１０００〜１３００℃の温度に加熱し、オーステナイト未再結晶温度域での累積圧下量を３０％以上として７５０℃以上の温度で熱間圧延を終了した後、６８０℃以上の温度から加速冷却を開始し、３５０℃以下の温度で加速冷却を停止することを特徴とする高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用高張力鋼の製造方法。
上記の鋼成分に加えさらに、質量％で、
Ｖ：０．０１〜０．２０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
の範囲で１種または２種を含有することを特徴とする請求項１に記載の高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用高張力鋼の製造方法。
さらに、質量％で
Ｎｉ：０．０５〜０．５０％、
Ｃｕ：０．０５〜０．５０％、
Ｂ：０．０００２〜０．００３％、
Ｍｇ：０．０００２〜０．００５％
の範囲で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または２に記載の高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用高張力鋼の製造方法。
さらに、質量％で
Ｃａ：０．０００５〜０．００４％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．００８％
の少なくともいずれか１種を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用高張力鋼の製造方法。