JP2007302949A - 溶接熱影響部の靭性が優れた鋼およびその製造方法 - Google Patents

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Abstract

【課題】 小〜大入熱の多層溶接において溶接熱影響部の靭性が優れた高強度の安価な鋼およびその製造方法を提供すること。
【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．０７〜０．１０％、Ｓｉ：０．０５〜０．１５％、Ｍｎ：１．７〜２．５％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａ１：０．００４％以下、Ｔｉ：０．０１０〜０．０１８％、Ｃａ：０．００３０〜０・００５０％Ｏ：０．００３０％以下、Ｎ：０．００３０〜０．００５０％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなることを特徴とする溶接熱影響部の靭性が優れた鋼。
【選択図】 図２

Description

本発明は小入熱溶接から大入熱溶接に至るまでの溶接熱影響部（ＨＡＺ部）の靭性（ＨＡＺ靭性）が優れた鋼およびその製造法に関するものである。特に、この鋼は、建築構造物、橋梁、海洋構造物、圧力容器、造船、ラインパイプ等の溶接構造物に用いることができる。
溶接構造物では、同一部材でも大入熱溶接と小入熱溶接が同時に適用される等、広い範囲の溶接入力がアーク溶接等により適用されて溶接構造物とされている場合が多い。溶接構造物には高張力鋼板が用いられるが、高張力鋼板では母材強度を確保するために、合金成分を多量に添加しているため、小入熱溶接条件で冷却速度の速いＨＡＺが硬化して溶接割れ（低温割れ）が生じやすいと言う問題がある。低温割れを改善するために、合金成分の添加を制限した低合金鋼が開発されている。ところが、低合金鋼では特に大入熱溶接でのＨＡＺ靭性に問題がある。
低合金鋼のＨＡＺ（Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ）靭性は、（１）結晶粒のサイズ、（２）高炭素マルテンサイト（Ｍ”）、上部べイナイト（Ｂｕ）およびフェライトサイドプレ―ト（ＦＳＰ）などの硬化相の分散状態、（３）析出硬化状態、（４）粒界脆化の有無、（５）元素のミクロ偏析など種々の要因に支配される。
これらの要因は靭性に大きな影響を与えることが知られており、ＨＡＺ靭性を改善するために多くの技術が実用化されている。
例えば、ＴｉＮによるピンニングを利用してＨＡＺにおけるオーステナイト粒の成長を抑制することによってＨＡＺ靭性を改善する技術がある。この技術では大入熱を受けたＨＡＺでは、超微細なＴｉＮは固溶してしまいその後の溶接熱でＴｉＣとして生成するため、オーステナイト粒の成長を抑制できず、ＨＡＺ靭性の劣化が生じる。また、ある程度大きなＴｉＮはさらに粗大化してしまうため、ＴｉＮによる靭性向上効果を十分に発揮させるのは困難であるという問題があり、ＴｉＮ中にＮｂを積極的に含有させて、ＴｉＮ粒子を安定化させ、大入熱から小入熱までの靭性を優れたものとさせる発明が提案されている（例えば、特許文献１参照）。
また、特に優れている技術として、Ｔｉ酸化物でミクロ組織を微細化し、これに加えＴｉ、Ｏ、Ｎのバランスが−０．０２０％≦Ｔｉ−２０Ｏ−３．４Ｎ≧−０．０１０％を満足するように適正化し、ＴｉＣの析出を抑制して析出硬化を低減し、ＨＡＺ靭性を向上させた発明が知られている（例えば、特許文献２参照）。
溶接熱影響部の靭性は上述したミクロ組織の影響と高炭素マルテンサイト（Ｍ”）を含む硬化層との影響が大きく、これまでの技術ではＮｉ等により母材の靭化により解決が図られていた。しかしながら、Ｎｉ等の高価な合金元素の添加は製造コストの増加を招き、溶接熱影響部の靭性の優れた鋼を製造するための障害となっていた。
特願２００４−２１８０１０号公報 特開平５‐２４７５３１号公報
本発明は小〜大入熱の多層溶接において溶接熱影響部の靭性が優れた高強度の安価な鋼およびその製造方法を提供することを課題とするものである。
本発明者は小入熱から大入熱溶接の溶接熱影響部（ＨＡＺ部）の靭性は、ミクロ組織の制御が重要であるとの知見の基に、溶接熱影響部のミクロ組織の制御に有効な成分元素としてＣａに着目し、鋼中のＣａ量が溶接熱影響部に及ぼす影響について鋭意研究を行なった。その結果、鋼中にＣａを一定量以上に添加するとＣａを主体とする微細な酸化物が核となり溶接熱影響部のミクロ組織を微細化し、ＨＡＺ部の靭性向上が達成できることを見出し、本発明を完成した。
本発明の要旨は、以下の通りである。
（１）質量％で、
Ｃ：０．０７〜０．１０％、
Ｓｉ：０．０５〜０．１５％、
Ｍｎ：１．７〜２．５％、
Ｐ：０．００８％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ａ１：０．００４％以下、
Ｔｉ：０．０１０〜０．０１８％、
Ｃａ：０．００３０〜０．００５０％
Ｏ：０．００３０％以下、
Ｎ：０．００３０〜０．００５０％
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなることを特徴とする溶接熱影響部の靭性が優れた鋼。
（２）質量％で、
Ｃ：０．０７〜０．１０％、
Ｓｉ：０．０５〜０．１５％、
Ｍｎ：１．７〜２．５％、
Ｐ：０．００８％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ａ１：０．００４％以下、
Ｔｉ：０．０１０〜０．０１８％、
Ｃａ：０．００３０〜０．００５０％
Ｏ：０．００３０％以下、
Ｎ：０．００３０〜０．００５０％、
を含有し、さらに、
Ｎｂ：０．０３０％以下、
Ｖ：０．０４０％以下、
の一種または二種を含有し、
残部が鉄および不可避的不純物からなることを特徴とする溶接熱影響部の靭性が優れた鋼。
（３）質量％で、
Ｃ：０．０７〜０．１０％、
Ｓｉ：０．０５〜０．１５％、
Ｍｎ：１．７〜２．５％、
Ｐ：０．００８％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ａ１：０．００４％以下、
Ｔｉ：０．０１０〜０．０１８％、
Ｃａ：０．００３０〜０．００５０％
Ｏ：０．００３０％以下、
Ｎ：０．００３０〜０．００５０％、
を含有し、
残部が鉄および不可避的不純物からなる実質的にＡ１を含有しない鋼を連続鋳造法によってスラブとし、その後９００〜１１５０℃の温度こ再加熱後、加工熱処理することを特徴とする溶接熱影響部の靭性が優れた鋼の製造法。
（４）質量％で、
Ｃ：０．０７〜０．１０％、
Ｓｉ：０．０５〜０．１５％、
Ｍｎ：１．７〜２．５％、
Ｐ：０．００８％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ａ１：０．００４％以下、
Ｔｉ：０．０１０〜０．０１８％、
Ｃａ：０．００３０〜０．００５０％
Ｏ：０．００３０％以下、
Ｎ：０．００３０〜０．００５０％、
を含有し、さらに、
Ｎｂ：０．０３０％以下、
Ｖ：０．０４０％以下、
の一種または二種を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を連続鋳造法によってスラブとし、その後９００〜１１５０℃の温度に再加熱後、加工熱処理することを特徴とする溶接熱影響部の靭性が優れた鋼の製造法。
本発明により製造した鋼（鋼材）は、小〜大入熱の溶接熱影響部の靭性が極めて良好で、少〜大入熱の溶接時に最も靭性が劣化する溶接熱影響部のシャルピー衝撃値が極めて良好で優れたＨＡＺ靭性を示す。これにより、タンク、耐震性建築物、橋梁等の厳しい環境で使用される高強度の鋼の提供を可能とするという顕著な効果を奏するものである。
以下本発明を詳細に説明する。
本発明者らの研究によれば、小〜大入熱（板厚３２ｍｍで５．０〜２０．０ｋｊ／ｍｍ）の溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靭性はミクロ組織の制御と脆化元素の低減が重要であることを明らかにしている。本発明者らは、溶接熱影響部（ＨＡＺ）のミクロ組織の制御と脆化元素の低減にＣａが有効であることに着目し、実験室の真空溶解でＡ１を添加しないで、鋼中のＣａ量を変化させる実験を実施し、Ｃａ量が３０ｐｐｍ以上の領域でＨＡＺの靭性が顕著に向上することを突き止めた。
また、ＨＡＺ靭性の向上はミクロ組織が旧オーステナイトの粒内から生成する微細なフェライト（ＩＧＦ）の効果であると考えられた。この実験に使用した鋼の主な化学成分を表１に、再現熱サイクルのＣａ量（％）とシャルピー衝撃値（ｖＴｒｓ・℃）の関係を図１に、Ｃａ量（％）とＩＧＦ分率（％）の関係を図２に示す。図１に示すように、Ｃａ量が０．００３％以上でシャルピー衝撃値（ｖＴｒｓ・℃）が改善され、また、図２に示すように、Ｃａ量の増加によりミクロ組織が改善（ＩＧＦ分率の増加）され、靭性が良好となる傾向が明瞭であった。なお、図１および図２中の○印は、再現熱サイクル試験で、ピーク温度（ＰＴ）１４００℃に加熱して、冷却し、変態温度の８００〜５００℃までの所要時間が５４秒（これは、板厚３２ｍｍの鋼板のＳＡＷ（サブマージアーク溶接）で５．０ｋＪ／ｍｍでの小入熱溶接に相当）の場合で、●印は、再現熱サイクル試験で、ピーク温度（ＰＴ）１４００℃に加熱して、冷却し、変態温度の８００〜５００℃までの所要時間が１９２秒（これは、板厚３２ｍｍの鋼板のＳＡＷ（サブマージアーク溶接）で２０．０ｋＪ／ｍｍでの大入熱溶接条件に相当）の場合である。
Figure 2007302949
これまで、ＨＡＺ靭性改善において特に優れている技術としてＴｉ酸化物でミクロ組織を微細化し靭性を向上させることが知られている。しかしながら、この技術でも大入熱溶接ではミクロ組織の微細化が十分でなく、靭性も不十分であった。これはミクロ組織の微細化の核となるＴｉの酸化物の数が少ないため、大入熱溶接の場合にミクロ組織が粗大化し易いためであったと考えられる。
これに対し、本発明鋼では、鋼中にＣａを一定量以上添加するとＣａを主体とする微細な酸化物が生成し、これが核となり、Ｔｉの酸化物の核と共にミクロ組織を微細化し、靭性向上が達成できることを見出し、本発明を完成したものである。
以下に鋼の成分およびその含有量（以下質量％を意味する）を限定した理由を説明する。
Ｃａ：鋼中へのＣａの添加量は０．００３０％以上がミクロ組織の微細化や靭性向上に効果が大きいが、０．００５０％以上では、酸化物が粗大化し、ミクロ組織の微細化や靭性向上が不十分となる。このため、Ｃａの適正な添加範囲は０．００３０〜０．００５０％である。Ｃａ量を０．００３０〜０．００５０％に制御することによりミクロ組織を微細化してＨＡＺ靭性が向上する傾向となるが、その他の合金元素の添加量を適正化しなければ、高強度化と優れたＨＡＺ靭性を兼ね備えた鋼は得ることができない。
Ｃ：Ｃは母材および溶接部の高強度を得るため０．０７％以上は必要であるが、０．１０％超では溶接ＨＡＺの靭性を劣化させ、溶接部の靭性が満足できないため０．１０％を上限とする。
Ｓｉ：Ｓｉは良好なＨＡＺ靭性を得るため少ない方が好ましいが、発明鋼ではＡ１を添加してないため、脱酸上０．０５％以上は必要である。しかしながら、０．１５％超では高炭素マルテンサイト（Ｍ”）が生成しやすくなりＨＡＺ靭性を害するため、０．１５％を上限とする。
Ｍｎ：Ｍｎは鋼の強度、靭性を確保する上で不可欠の元素であり、母材強度の向上に効果が大きく、安価な元素であることやＨＡＺ靭性を害することが少ないため添加量を多くしたいが、２．５％超ではＨＡＺ靭性に有害な上部べイナイト（Ｂｕ）を生成し易くするため２．５％を上限とした。また、１．７％未満では効果が少ないので下限を１．７％とした。
Ｐ、Ｓ：Ｐ、Ｓは母材靭性、ＨＡＺ靭性からともに少ない方が良いが、工業生産的な制約もあり、不可避的に含有される元素であり、それぞれ０．００８％、０．００５％を上限とした。
Ａｌ：Ａ１はＴｉ酸化物の生成を阻害するため少ない方が好ましいが、鋼の製造工程から不可避的に含有され元素であり、工業生産的に制約があり、０．００４％が許容できる上限である。本発明では実質的にＡｌを含有しないようにすることが好ましい．
Ｔｉ：ＴｉはＨＡＺ靭性を向上させるために重要な元素であり、Ａｌが少ないとＯと結合してＴｉ酸化物を生成させ、粒内変態フェライト生成の核となりミクロ組織を微細化させ、ＨＡＺ靭性を向上させる。また、Ｏと結合しない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しＨＡＺ靭性を向上させる。しかし多過ぎるとＴｉＣを形成し、ＨＡＺ靭性を劣化させるため、０．０１０〜０．０１８％が適正範囲である。
Ｏ：ＯはＴｉの酸化物生成およびＣａの酸化物生成に必要な元素であるが、０．００３０％超では粗大なＴｉ酸化物を生成し、靭性を極端に劣化させるため上限を０．００３０％とした。
Ｎ：ＮはＴｉ窒化物生成に必要な元素であるが、０．００３０％未満では効果が少なく、０．００５％超では鋼片製造時に表面疵が発生するため上限を０．００５０％とした。
さらに、基本となる成分にＮｂ、Ｖを添加する目的は母材強度の向上に有効なためであるが、ＨＡＺ靭性を大きく害しない範囲とすることが必要である。このため、夫々の添加量の上限をＮｂ：０．０３０％以下、Ｖ：０．０４０％以下とした。
なお、Ｃｕ、Ｎｉ等の添加はＨＡＺの靭性を劣化させないで、母材の強度を向上させる効果があり有効であるが、製造コストを増加させるため本請求範囲には入れなかった。本発明は、高価な合金元素を添加することなく、高強度（６００Ｎ／ｍｍ２級）の性質を有するＨＡＺ靭性に優れた安価な鋼とすることができる。
鋼の成分を上記のように限定しても製造法が適切でなければ目的とした効果は発揮できない。このため、製造条件についても限定が必要である。以下鋼の製造条件について説明する。
本発明鋼は工業的には連続鋳造法で製造することが必須である。その理由は溶鋼の凝固冷却速度が速く、スラブ中にＨＡＺ改善に有効な微細なＴｉ酸化物、Ｃａ酸化物及びＴｉ窒化物を多量に生成することが可能なためである。
スラブの圧延に際し、その再加熱温度は１１５０℃以下とする必要がある。再加熱温度が１１５０℃を超えるとＴｉ窒化物が粗大化して母材の靭性劣化やＨＡＺ靭性の改善効果の期待が持てないからである。再加熱温度の下限は工業的に圧延を容易に実施することできる温度である９００℃以上が必要である。
つぎに、再加熱後の製造工程としては加工熱処理が必須である。その理由は、優れたＨＡＺ靭性が得られても、母材の靭性が劣っていると鋼材としては不十分なためである。
加工熱処理の方法としては、１）制御圧延、２）制御圧延−加速冷却、３）圧延後直接焼入れ−焼戻しなどが挙げられるが、好ましい方法は制御圧延−加速冷却法である。なお、この鋼を製造後、脱水素などの目的でＡｒ３変態点以下の温度に再加熱しても、本発明の特徴を損なうものではない。
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厚鋼板を製造し、母材強度や再現ＨＡＺのシャルピー衝撃試験を実施した。鋼の製造条件としては、連続鋳造法によって製造したスラブを再加熱した後、制御圧延し、加工熱処理（ＡＣＣ：加速冷却、ＤＱ：圧延直後焼入焼戻処理）を行なって厚鋼板とした。表２に試験に供した鋼の化学成分（質量％）を示した。
再現ＨＡＺ条件は、Ａ条件（小入熱溶接）が板厚３２ｍｍの鋼板のＳＡＷ（サブマージアーク溶接）で５．０ｋＪ／ｍｍ相当でのＳＡＷ溶接条件、Ｂ条件（大入熱溶接）が板厚３２ｍｍの鋼板のＳＡＷ（サブマージアーク溶接）で２０．０ｋＪ／ｍｍ相当でのＳＡＷ溶接条件である。シャルピー衝撃試験は板厚の１／４ｔから試験片を採取して実施した。表３に鋼の製造条件および試験結果等を併記して示した。
本発明で製造した鋼板（本発明鋼：１〜１２）は降伏強度（ＹＳ）が５１８Ｎ／ｍｍ２以上、引張強度（ＴＳ）が６１０Ｎ／ｍｍ２の高強度を示し、再現ＨＡＺの０℃の試験温度でのＡ条件およびＢ条件ともにシャルピー衝撃値（ｖＥ０）が９６Ｊ以上の高いＨＡＺ靭性を示した。
これに対し、比較鋼は、母材強度や再現ＨＡＺの衝撃値が劣り、厳しい環境下で使用される鋼板として適切でない。即ち、
比較鋼１３はＣ量が少なく、Ｃａも添加されてないため、母材強度が低く、再現ＨＡＺのＢ条件（大入熱溶接）の衝撃値（ｖＥ０）が１１Ｊと低い結果であった。
比較鋼１４はＣ量が多すぎたため、母材強度は十分であるが、再現ＨＡＺのＢ条件（大入熱溶接）の衝撃値が３０Ｊと悪い結果であった。
比較鋼１５はＣａが添加されてないため、母材強度は十分であるが、再現ＨＡＺのＢ条件（大入熱溶接）の衝撃値（ｖＥ０）が９Ｊと悪い結果であった。
比較鋼１６は主な鋼成分は発明鋼と同じでるが、Ｏ量が多すぎのため、母材強度は十分であるが、再現ＨＡＺのＢ条件（大入熱溶接）の衝撃値（ｖＥ０）が３６Ｊと悪い結果であった。
以上の試験結果から明らかなように、本発明鋼は小入熱から大入熱の溶接によっても優れたＨＡＺ靭性を示すことが確認できた。
Figure 2007302949
Figure 2007302949
再現熱サイクルのＣａ量（％）とシャルピー衝撃値（ｖＴｒｓ・℃）の関係を示す図である。 Ｃａ量（％）とＩＧＦ分率（％）の関係を示す図である。

Claims (4)

  1. 質量％で、
    Ｃ：０．０７〜０．１０％、
    Ｓｉ：０．０５〜０．１５％、
    Ｍｎ：１．７〜２．５％、
    Ｐ：０．００８％以下、
    Ｓ：０．００５％以下、
    Ａ１：０．００４％以下、
    Ｔｉ：０．０１０〜０．０１８％、
    Ｃａ：０．００３０〜０．００５０％
    Ｏ：０．００３０％以下、
    Ｎ：０．００３０〜０．００５０％
    を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなることを特徴とする溶接熱影響部の靭性が優れた鋼。
  2. 質量％で、
    Ｃ：０．０７〜０．１０％、
    Ｓｉ：０．０５〜０．１５％、
    Ｍｎ：１．７〜２．５％、
    Ｐ：０．００８％以下、
    Ｓ：０．００５％以下、
    Ａ１：０．００４％以下、
    Ｔｉ：０．０１０〜０．０１８％、
    Ｃａ：０．００３０〜０．００５０％
    Ｏ：０．００３０％以下、
    Ｎ：０．００３０〜０．００５０％、
    を含有し、さらに、
    Ｎｂ：０．０３０％以下、
    Ｖ：０．０４０％以下、
    の一種または二種を含有し、
    残部が鉄および不可避的不純物からなることを特徴とする溶接熱影響部の靭性が優れた鋼。
  3. 質量％で、
    Ｃ：０．０７〜０．１０％、
    Ｓｉ：０．０５〜０．１５％、
    Ｍｎ：１．７〜２．５％、
    Ｐ：０．００８％以下、
    Ｓ：０．００５％以下、
    Ａ１：０．００４％以下、
    Ｔｉ：０．０１０〜０．０１８％、
    Ｃａ：０．００３０〜０．００５０％
    Ｏ：０．００３０％以下、
    Ｎ：０．００３０〜０．００５０％、
    を含有し、
    残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を連続鋳造法によってスラブとし、その後９００〜１１５０℃の温度に再加熱後、加工熱処理することを特徴とする溶接熱影響部の靭性が優れた鋼の製造法。
  4. 質量％で、
    Ｃ：０．０７〜０．１０％、
    Ｓｉ：０．０５〜０．１５％、
    Ｍｎ：１．７〜２．５％、
    Ｐ：０．００８％以下、
    Ｓ：０．００５％以下、
    Ａ１：０．００４％以下、
    Ｔｉ：０．０１０〜０．０１８％、
    Ｃａ：０．００３０〜０．００５０％
    Ｏ：０．００３０％以下、
    Ｎ：０．００３０〜０．００５０％、
    を含有し、さらに、
    Ｎｂ：０．０３０％以下、
    Ｖ：０．０４０％以下、
    の一種または二種を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を連続鋳造法によってスラブとし、その後９００〜１１５０℃の温度に再加熱後、加工熱処理することを特徴とする溶接熱影響部の靭性が優れた鋼の製造法。
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