JP2009235549A - 超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力厚鋼板の製造方法 - Google Patents
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Abstract
【要 約】
【課 題】 土木,建築,橋梁等の分野で使用される590MPa以上の引張強さと80%以下の降伏比を有するとともに、超大入熱溶接によって高靭性のHAZが得られる超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力厚鋼板の製造方法を提供する。
【解決手段】 所定量のC,Si,Mn,P,S,Al,Cr,Nb,Mo,V,B,Ti,Ca,N,Oを含有し、さらにCuおよびNiのうちの1種以上を含有し、かつCeqが0.44〜0.49を満足し、Pcmが0.21以下を満足し、ACRが0.2〜0.8を満足し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材を、1000〜1250℃の温度に加熱し、圧延仕上温度を850℃以上とする熱間圧延を施して厚鋼板とし、引き続き加速冷却処理を施し、さらに(Ac1+20℃)〜(Ac1+80℃)の2相域温度に加熱して30分以上保持した後、2相域焼入れ処理を施し、さらに400〜600℃の温度に加熱して保持する焼戻し処理を施す。
【選択図】 図1
【課 題】 土木,建築,橋梁等の分野で使用される590MPa以上の引張強さと80%以下の降伏比を有するとともに、超大入熱溶接によって高靭性のHAZが得られる超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力厚鋼板の製造方法を提供する。
【解決手段】 所定量のC,Si,Mn,P,S,Al,Cr,Nb,Mo,V,B,Ti,Ca,N,Oを含有し、さらにCuおよびNiのうちの1種以上を含有し、かつCeqが0.44〜0.49を満足し、Pcmが0.21以下を満足し、ACRが0.2〜0.8を満足し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材を、1000〜1250℃の温度に加熱し、圧延仕上温度を850℃以上とする熱間圧延を施して厚鋼板とし、引き続き加速冷却処理を施し、さらに(Ac1+20℃)〜(Ac1+80℃)の2相域温度に加熱して30分以上保持した後、2相域焼入れ処理を施し、さらに400〜600℃の温度に加熱して保持する焼戻し処理を施す。
【選択図】 図1
Description
本発明は、土木,建築,橋梁等の分野で構築される溶接構造物に好適な低降伏比高張力厚鋼板の製造方法に関し、特に入熱400kJ/cmを超える大入熱溶接(以下、超大入熱溶接という)あるいは20〜50kJ/cmの小入熱の溶接を繰り返す溶接(以下、小入熱多パス溶接という)による熱影響部の靭性に優れ、降伏強さ440MPa以上,引張強さ590MPa以上,降伏比80%以下の低降伏比高張力厚鋼板の製造方法に関するものである。
近年、溶接構造物の大型化が進められ、それに伴って鋼板の高強度化や厚肉化の要求が高まっている。また、溶接構造物を構築する工事における施工能率の向上および施工コストの低減という観点から、溶接効率の向上が求められており、大入熱溶接が広く採用されている。特に、高層建築に用いられるボックス柱の接合では、溶接入熱が400kJ/cmを超えるような超大入熱溶接(たとえばサブマージアーク溶接,エレクトロスラグ溶接等)が行なわれている。
一方で、土木,建築,橋梁等の分野の溶接構造物には耐震性が求められ、溶接構造物の塑性変形性を確保して倒壊を防止するために低降伏比(たとえば降伏比80%以下)の鋼板が使用されている。さらに、溶接構造物の耐震性を一層向上するために、鋼板の溶接継手にも高い靭性が要求されるようになって来た。たとえば高層建築では、ボックス柱同士の溶接継手やボックス柱と梁との溶接継手にも、0℃におけるシャルピー吸収エネルギーが70J以上といった高い靭性が要求されている。
超大入熱溶接を行なった場合に、靭性が著しく低下するのは溶接熱影響部(以下、HAZという)であり、そのHAZの中でも溶融線近傍のボンド部と呼ばれる領域にて最も低下する。ボンド部では、超大入熱溶接の際に融点に近い高温に曝されることによってオーステナイト粒が粗大化し、引き続き冷却されて上部ベイナイトやマルテンサイトのような靭性の低い組織がオーステナイト粒内に生成する。その結果、HAZの靭性が低下する。
また、小入熱多パス溶接を行なった場合は、ボンド部に後続パスによって2相域まで再加熱される領域(以下、ICCGHAZという)が生じる。このICCGHAZでは、島状マルテンサイトが生成して、靭性が低下する。
特に引張強さが590MPaを超える高強度鋼では、合金元素を多量に添加するので、鋼板の降伏比が上昇し、HAZ(たとえば超大入熱溶接のボンド部,小入熱多パス溶接のICCGHAZ等)の靭性が低下する傾向が認められる。そのため、HAZの靭性に優れ、かつ降伏比の低い高強度厚鋼板を製造する技術が種々検討されている。
特に引張強さが590MPaを超える高強度鋼では、合金元素を多量に添加するので、鋼板の降伏比が上昇し、HAZ(たとえば超大入熱溶接のボンド部,小入熱多パス溶接のICCGHAZ等)の靭性が低下する傾向が認められる。そのため、HAZの靭性に優れ、かつ降伏比の低い高強度厚鋼板を製造する技術が種々検討されている。
たとえば特許文献1には、希土類元素(以下、REMという)の酸硫化物(すなわちオキシサルファイド)とTiNとを複合して鋼板中に分散させてオーステナイト粒の粗大化を抑制し、大入熱溶接におけるHAZの靭性を改善する技術が開示されている。しかしながら超大入熱溶接においては、TiNが融点に近い高温に長時間曝されて固溶するので、オーステナイト粒の成長を抑制する効果が得られないという問題がある。また、鋼板の強度を高めるためにREMやTi等の合金元素を多量に添加すると、鋼板の焼入れ性が増加するので、上部ベイナイトやマルテンサイトのような靭性の低い組織がオーステナイト粒内に生成し易くなるという問題がある。
特許文献2には、Ti酸化物を鋼板中に分散させてフェライトの生成核として活用することによって、HAZの靭性を改善する技術が開示されている。しかしながら、Ti酸化物を均一かつ微細に分散させることは困難であり、大量に生産する鋼板の品質を安定して維持することは困難である。また、鋼板の強度を高めるために各種の合金元素を多量に添加すると、鋼板の焼入れ性が増加するので、上部ベイナイトやマルテンサイトが生成し易くなり、フェライトの生成が困難になる。
特許文献3には、形態を最適化したCa酸硫化物を鋼板中に分散させてフェライトの生成を促進するとともに、2相域温度から急冷する焼入れ処理(以下、2相域焼入れ処理という)を施して、鋼板を硬質相と軟質相からなる2相組織とすることによって、降伏比の低い鋼板を得る技術が開示されている。さらに、Ca,O,Sの含有量を適正範囲に規定することによって、大入熱溶接におけるHAZの靭性を改善できることが開示されている。この技術を適用すれば、HAZの靭性に優れ、かつ降伏比が低く強度が高い厚鋼板を製造できる。しかしながら、鋼板の強度を高めるためにCや各種の合金元素を多量に添加すると、鋼板の焼入れ性が増加するので、上部ベイナイトやマルテンサイトのような靭性の低い組織がHAZに生成し易くなる。HAZの靭性低下を防止するためにはCや合金元素の添加を抑制しなければならない。つまり、HAZの靭性に優れ低降伏比かつ高強度という特性を安定して維持することは困難である。
特開昭60-152626号公報
特開昭57-51243号公報
特開2005-68519号公報
本発明は、土木,建築,橋梁等の分野で使用される低降伏比高張力厚鋼板の製造方法を提供することを目的とする。詳しくは、440MPa以上の降伏強さ,590MPa以上の引張強さと80%以下の降伏比を有するとともに、超大入熱溶接によって高靭性のHAZが得られる超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力厚鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
ここで、超大入熱溶接とは400kJ/cmを超える入熱量で行なう溶接を指し、溶接熱影響部(すなわちHAZ)の優れた靭性とは、400kJ/cmを超える超大入熱溶接で得られるボンド部のシャルピー吸収エネルギー(0℃)が70J以上であることを指す。さらに、20〜50kJ/cmの小入熱の溶接を繰り返す小入熱多パス溶接も、ここでは超大入熱溶接に分類し、その溶接熱影響部の優れた靭性とは、小入熱多パス溶接で得られるICCGHAZのシャルピー吸収エネルギー(0℃)が70J以上であることを意味する。
超大入熱溶接を行なって得られるHAZやICCGHAZの靭性を向上するためには、従来から知られている通り、
(1)TiNを微細に分散させる、
(2)Ca,S,Oの添加量を調整してACR値を0.2〜0.8の範囲内に維持する
ことが有効である。
(1)TiNを微細に分散させる、
(2)Ca,S,Oの添加量を調整してACR値を0.2〜0.8の範囲内に維持する
ことが有効である。
ただし発明者らの研究によれば、板厚が80〜100mmの厚鋼板では、その強度を確保するためにCeq値を高く設定して0.44〜0.50の範囲内に維持しなければならず、その結果、厚鋼板の焼入れ性が増加するので、上部ベイナイトやマルテンサイトのような靭性の低い組織がHAZやICCGHAZに生成し易くなり、上記の(1)(2)のみでは十分な効果が得られないことが判明した。
そこで発明者らは、Ceq値を上記の範囲内に維持して厚鋼板の強度を確保した上で、超大入熱溶接におけるHAZやICCGHAZの靭性を改善できる低降伏比高張力厚鋼板について鋭意検討した。その結果、下記の(A)〜(C)の知見が得られた。なお各元素の含有量の単位は、いずれも質量%である。
(A)小入熱多パス溶接におけるICCGHAZの靭性を向上するためには、厚鋼板のC含有量の過剰な増加を抑制する必要がある。C含有量を0.070%以下(好ましくは0.064%以下)とすることによって、島状マルテンサイトの生成量が減少し、0℃におけるシャルピー吸収エネルギーVE0が70J以上である優れた靭性を確保できる。
(A)小入熱多パス溶接におけるICCGHAZの靭性を向上するためには、厚鋼板のC含有量の過剰な増加を抑制する必要がある。C含有量を0.070%以下(好ましくは0.064%以下)とすることによって、島状マルテンサイトの生成量が減少し、0℃におけるシャルピー吸収エネルギーVE0が70J以上である優れた靭性を確保できる。
(B)厚鋼板の降伏比を低減するためには、2相域焼入れ処理が有効である。2相域温度に保持する間に特定の合金元素(たとえばMn,Cu,Ni等)がフェライトとオーステナイトの界面に偏在することによって、厚鋼板の合金元素の含有量に濃淡が生じる。この合金元素の濃淡は、HAZが曝されるような短時間の加熱では消失しないので、合金元素の含有量が低い領域では溶接によって加熱されるときにフェライトが容易に生成される。したがってCeq値が高い場合にも、合金元素の含有量が低い領域が存在することによって、Ca酸硫化物をフェライトの生成核として活用することが可能となる。
(C)Mn,Cu,Ni等の合金元素は置換型合金元素であり、2相域温度に保持する間に拡散によって移動する距離はわずかである。したがって2相域温度に保持する間に合金元素の含有量に濃淡を効率良く生じさせるためには、加熱する前の厚鋼板の組織を微細にする必要がある。そこで2相域温度に加熱する前に焼入れを行なう。この焼入れ処理は、熱間圧延によって得られた厚鋼板を800℃以上の温度から500℃以下まで冷却して焼入れ(以下、直接焼入れ処理という)するものであり、2相域焼入れ処理とは異なる。直接焼入れ処理によって生成したマルテンサイトやベイナイトの高密度ラス界面には、2相域温度に保持する間にオーステナイトが生成し、その結果、厚鋼板にオーステナイトとフェライトの微細な混合組織が形成される。また、マルテンサイトやベイナイトに存在する高密度の転位が、Mn,Cu,Ni等の拡散を促進する。そのため、Mn,Cu,Ni等の拡散距離が短くても、その含有量の濃淡を生じさせる効果を得ることが可能となる。
本発明は、以上のような知見に基づいてなされたものである。
すなわち本発明は、質量%で、C:0.040〜0.070%,Si:0.05〜0.45%,Mn:1.0〜1.6%,P:0.020%以下,S:0.0007〜0.0040%,Al:0.005〜0.05%,Cr:0.03〜1.0%,Nb:0.003%以下,Mo:0.04%以下,V:0.030%以下,B:0.0005〜0.0030%,Ti:0.005〜0.030%,Ca:0.0005〜0.0035%,N:0.0030〜0.0070%,O:0.0010〜0.0040%を含有し、さらにCu:0.05〜1.0%およびNi:0.05〜2.0%のうちの1種以上をCu含有量とNi含有量の合計が1.0〜2.0%となるように含有し、かつ各元素の含有量を用いて(1)式で定義されるCeqが0.44〜0.50を満足し、(2)式で定義されるPcmが0.21以下を満足し、(3)式で定義されるACRが0.2〜0.8を満足し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材を、1000〜1250℃の温度に加熱し、圧延仕上温度を850℃以上とする熱間圧延を施して厚鋼板とし、引き続き厚鋼板を800℃以上の温度から800〜500℃の温度範囲を平均冷却速度1℃/秒以上で500℃以下まで冷却して焼入れを行なう加速冷却処理を施し、さらに(Ac1+20℃)〜(Ac1+80℃)の2相域温度に加熱して30分以上保持した後、(Ac1−20℃)〜500℃の温度範囲を平均冷却速度1℃/秒以上で冷却して焼入れを行なう2相域焼入れ処理を施し、さらに400〜600℃の温度に加熱して保持する焼戻し処理を施す超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力厚鋼板の製造方法である。
すなわち本発明は、質量%で、C:0.040〜0.070%,Si:0.05〜0.45%,Mn:1.0〜1.6%,P:0.020%以下,S:0.0007〜0.0040%,Al:0.005〜0.05%,Cr:0.03〜1.0%,Nb:0.003%以下,Mo:0.04%以下,V:0.030%以下,B:0.0005〜0.0030%,Ti:0.005〜0.030%,Ca:0.0005〜0.0035%,N:0.0030〜0.0070%,O:0.0010〜0.0040%を含有し、さらにCu:0.05〜1.0%およびNi:0.05〜2.0%のうちの1種以上をCu含有量とNi含有量の合計が1.0〜2.0%となるように含有し、かつ各元素の含有量を用いて(1)式で定義されるCeqが0.44〜0.50を満足し、(2)式で定義されるPcmが0.21以下を満足し、(3)式で定義されるACRが0.2〜0.8を満足し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材を、1000〜1250℃の温度に加熱し、圧延仕上温度を850℃以上とする熱間圧延を施して厚鋼板とし、引き続き厚鋼板を800℃以上の温度から800〜500℃の温度範囲を平均冷却速度1℃/秒以上で500℃以下まで冷却して焼入れを行なう加速冷却処理を施し、さらに(Ac1+20℃)〜(Ac1+80℃)の2相域温度に加熱して30分以上保持した後、(Ac1−20℃)〜500℃の温度範囲を平均冷却速度1℃/秒以上で冷却して焼入れを行なう2相域焼入れ処理を施し、さらに400〜600℃の温度に加熱して保持する焼戻し処理を施す超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力厚鋼板の製造方法である。
Ceq=[%C]+([%Mn]/6)+{([%Ni]+[%Cu])/15}
+{([%Cr]+[%Mo]+[%V])/5} ・・・(1)
Pcm=[%C]+([%Si]/30)+([%Mn]/20)+([%Cu]/20)
+([%Ni]/60)+([%Cr]/20)+([%Mo]/15)
+([%V]/10)+(5×[%B]) ・・・(2)
ACR={[%Ca]−(0.18+130×[%Ca])×[%O]}/(1.25×[%S])
・・・(3)
本発明の超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力厚鋼板の製造方法においては、鋼素材が、前記した組成に加えて、質量%でREM:0.0010〜0.020%およびMg:0.0010〜0.0050%のうちの1種以上を含有することが好ましい。
+{([%Cr]+[%Mo]+[%V])/5} ・・・(1)
Pcm=[%C]+([%Si]/30)+([%Mn]/20)+([%Cu]/20)
+([%Ni]/60)+([%Cr]/20)+([%Mo]/15)
+([%V]/10)+(5×[%B]) ・・・(2)
ACR={[%Ca]−(0.18+130×[%Ca])×[%O]}/(1.25×[%S])
・・・(3)
本発明の超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力厚鋼板の製造方法においては、鋼素材が、前記した組成に加えて、質量%でREM:0.0010〜0.020%およびMg:0.0010〜0.0050%のうちの1種以上を含有することが好ましい。
また、鋼素材を熱間圧延して得られる厚鋼板の板厚が100mm以下であることが好ましい。厚鋼板の板厚は80〜100mmの範囲内が一層好ましい。
本発明によれば、土木,建築,橋梁等の分野で好適な、440MPa以上の降伏強さ,590MPa以上の引張強さと80%以下の降伏比を有するとともに、超大入熱溶接によって高靭性のHAZやICCGHAZが得られる超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力厚鋼板を製造できる。
まず、本発明を適用して厚鋼板を製造するために熱間圧延を行なう鋼素材の成分を限定する理由を説明する。各元素の含有量の単位は、いずれも質量%である。なお、以下では超大入熱溶接によるHAZとICCGHAZを総称してHAZと記す。
C:0.040〜0.070%
Cは、厚鋼板の強度を増加させる作用を有し、構造用鋼材として必要な強度を確保する上で重要な元素である。C含有量が0.040%未満では、590MPa以上の引張強さが得られない。一方、0.070%を超えると、超大入熱溶接のHAZのうち、Ac3以上に加熱された領域(いわゆる細粒域HAZ)に島状マルテンサイトが生成して、HAZの靭性が低下する。したがって、Cは0.040〜0.070%の範囲内を満足する必要がある。好ましくは0.050〜0.064%である。
C:0.040〜0.070%
Cは、厚鋼板の強度を増加させる作用を有し、構造用鋼材として必要な強度を確保する上で重要な元素である。C含有量が0.040%未満では、590MPa以上の引張強さが得られない。一方、0.070%を超えると、超大入熱溶接のHAZのうち、Ac3以上に加熱された領域(いわゆる細粒域HAZ)に島状マルテンサイトが生成して、HAZの靭性が低下する。したがって、Cは0.040〜0.070%の範囲内を満足する必要がある。好ましくは0.050〜0.064%である。
Si:0.05〜0.45%
Siは、超大入熱溶接の溶融メタル中で脱酸剤として作用する。Si含有量が0.05%未満では、脱酸剤としての効果が得られない。一方、0.45%を超えると、厚鋼板の靭性が劣化するとともに、HAZの靭性が著しく劣化する。したがって、Siは0.05〜0.45%の範囲内を満足する必要がある。好ましくは0.05〜0.35%である。
Siは、超大入熱溶接の溶融メタル中で脱酸剤として作用する。Si含有量が0.05%未満では、脱酸剤としての効果が得られない。一方、0.45%を超えると、厚鋼板の靭性が劣化するとともに、HAZの靭性が著しく劣化する。したがって、Siは0.05〜0.45%の範囲内を満足する必要がある。好ましくは0.05〜0.35%である。
Mn:1.0〜1.6%
Mnは、厚鋼板の強度を増加させる作用を有し、構造用鋼材として必要な強度を確保する上で重要な元素である。Mn含有量が1.0%未満では、590MPa以上の引張強さが得られない。一方、1.6%を超えると、後述するCeq値(すなわち0.44〜0.50)の範囲内では、厚鋼板のみならずHAZの靭性が著しく劣化する。したがって、Mnは1.0〜1.6%の範囲内を満足する必要がある。
Mnは、厚鋼板の強度を増加させる作用を有し、構造用鋼材として必要な強度を確保する上で重要な元素である。Mn含有量が1.0%未満では、590MPa以上の引張強さが得られない。一方、1.6%を超えると、後述するCeq値(すなわち0.44〜0.50)の範囲内では、厚鋼板のみならずHAZの靭性が著しく劣化する。したがって、Mnは1.0〜1.6%の範囲内を満足する必要がある。
P:0.020%以下
Pは、厚鋼板の強度を増加させる一方で靭性を劣化させる元素である。そのため、超大入熱溶接によるHAZの靭性の劣化を防止する観点から、Pを可能な限り低減する必要がある。P含有量が0.020%を超えると、HAZの靭性が著しく劣化する。したがって、Pは0.020%以下とする。なお、P含有量の下限値は特に限定しないが、Pを過剰に低減すれば、溶鋼を溶製する段階で精錬コストの上昇を招く。したがって、Pは0.005〜0.020%が好ましい。より好ましくは0.005〜0.015%である。
Pは、厚鋼板の強度を増加させる一方で靭性を劣化させる元素である。そのため、超大入熱溶接によるHAZの靭性の劣化を防止する観点から、Pを可能な限り低減する必要がある。P含有量が0.020%を超えると、HAZの靭性が著しく劣化する。したがって、Pは0.020%以下とする。なお、P含有量の下限値は特に限定しないが、Pを過剰に低減すれば、溶鋼を溶製する段階で精錬コストの上昇を招く。したがって、Pは0.005〜0.020%が好ましい。より好ましくは0.005〜0.015%である。
S:0.0007〜0.0040%
Sは、溶鋼の凝固段階でCaと結合してCaS粒子を晶出する。CaS粒子は熱間圧延後の冷却時にフェライト生成核として作用し、厚鋼板の降伏比低下に寄与する。さらに、その厚鋼板の超大入熱溶接を行なう際には、CaS粒子上にMnSが析出してフェライト生成核として作用し、溶接金属の靭性を向上させる。S含有量が0.0007%未満では、この効果が得られない。一方、0.0040%を超えると、溶鋼の連続鋳造にて鋳片の中央部に多量のMnSが偏析して、鋳片内部に欠陥が生じるばかりでなく、その鋳片から製造した厚鋼板の靭性が劣化する。したがって、Sは0.0007〜0.0040%の範囲内を満足する必要がある。
Sは、溶鋼の凝固段階でCaと結合してCaS粒子を晶出する。CaS粒子は熱間圧延後の冷却時にフェライト生成核として作用し、厚鋼板の降伏比低下に寄与する。さらに、その厚鋼板の超大入熱溶接を行なう際には、CaS粒子上にMnSが析出してフェライト生成核として作用し、溶接金属の靭性を向上させる。S含有量が0.0007%未満では、この効果が得られない。一方、0.0040%を超えると、溶鋼の連続鋳造にて鋳片の中央部に多量のMnSが偏析して、鋳片内部に欠陥が生じるばかりでなく、その鋳片から製造した厚鋼板の靭性が劣化する。したがって、Sは0.0007〜0.0040%の範囲内を満足する必要がある。
Al:0.005〜0.05%
Alは、溶鋼を溶製する段階で脱酸剤として使用される。また、溶鋼中のNをAlNとして固定し、後述するBによる焼入れ性向上の効果を維持する効果も有する。Al含有量が0.005%未満では、これらの効果が得られない。一方、0.05%を超えると、厚鋼板の靭性が劣化するとともに、厚鋼板の超大入熱溶接を行なう際に溶接金属に混入して、溶接金属の靭性を劣化させる。したがって、Alは0.005〜0.05%の範囲内を満足する必要がある。好ましくは0.010〜0.045%である。
Alは、溶鋼を溶製する段階で脱酸剤として使用される。また、溶鋼中のNをAlNとして固定し、後述するBによる焼入れ性向上の効果を維持する効果も有する。Al含有量が0.005%未満では、これらの効果が得られない。一方、0.05%を超えると、厚鋼板の靭性が劣化するとともに、厚鋼板の超大入熱溶接を行なう際に溶接金属に混入して、溶接金属の靭性を劣化させる。したがって、Alは0.005〜0.05%の範囲内を満足する必要がある。好ましくは0.010〜0.045%である。
Cr:0.03〜1.0%
Crは、厚鋼板の焼入れ性を向上することによって、厚鋼板の強度を増加させる作用を有する。しかも、HAZに及ぼす悪影響が少ないので有用な元素である。Cr含有量が0.03%未満では、厚鋼板の強度増加の効果が得られない。一方、1.0%を超えると、厚鋼板のみならずHAZの靭性を劣化させる。したがって、Crは0.03〜1.0%の範囲内を満足する必要がある。好ましくは0.1〜0.5%である。
Crは、厚鋼板の焼入れ性を向上することによって、厚鋼板の強度を増加させる作用を有する。しかも、HAZに及ぼす悪影響が少ないので有用な元素である。Cr含有量が0.03%未満では、厚鋼板の強度増加の効果が得られない。一方、1.0%を超えると、厚鋼板のみならずHAZの靭性を劣化させる。したがって、Crは0.03〜1.0%の範囲内を満足する必要がある。好ましくは0.1〜0.5%である。
Nb:0.003%以下
Nbは、HAZに上部ベイナイトやマルテンサイトの生成を助長して、HAZの靭性を劣化させる元素である。そのため、Nbを可能な限り低減する必要がある。Nb含有量が0.003%を超えると、HAZの靭性が著しく劣化する。したがって、Nbは0.003%以下とする。
Mo:0.04%以下
Moは、HAZに上部ベイナイトやマルテンサイトの生成を助長して、HAZの靭性を劣化させる元素である。そのため、Moを可能な限り低減する必要がある。Mo含有量が0.04%を超えると、HAZの靭性が著しく劣化する。したがって、Moは0.04%以下とする。
Nbは、HAZに上部ベイナイトやマルテンサイトの生成を助長して、HAZの靭性を劣化させる元素である。そのため、Nbを可能な限り低減する必要がある。Nb含有量が0.003%を超えると、HAZの靭性が著しく劣化する。したがって、Nbは0.003%以下とする。
Mo:0.04%以下
Moは、HAZに上部ベイナイトやマルテンサイトの生成を助長して、HAZの靭性を劣化させる元素である。そのため、Moを可能な限り低減する必要がある。Mo含有量が0.04%を超えると、HAZの靭性が著しく劣化する。したがって、Moは0.04%以下とする。
V:0.030%以下
Vは、NbやMoと同様に、HAZの靭性を劣化させる元素である。そのため、Vを可能な限り低減する必要がある。V含有量が0.030%を超えると、析出硬化とそれに伴う脆化が著しい。したがって、Vは0.030%以下とする。
B:0.0005〜0.0030%
Bは、微量の添加で厚鋼板の焼入れ性を向上することによって、厚鋼板の強度を増加させる元素である。また、Bは溶鋼を溶製する段階でNと結合してBNを生成し、熱間圧延後の冷却時にそのBNがフェライト生成核として作用し、厚鋼板の降伏比低下に寄与する。さらにBは、TiNが固溶するような超大入熱溶接によるHAZにBNを生成させる。このBNはフェライト生成核として作用するばかりでなく、固溶Nを低減する効果も有するので、HAZの靭性向上に寄与する。B含有量が0.0005%未満では、これらの効果が得られない。一方、0.0030%を超えると、厚鋼板のみならずHAZの靭性が劣化するばかりでなく、厚鋼板の降伏強度が著しく上昇するので降伏比の制御が困難になる。したがって、Bは0.0005〜0.0030%の範囲内を満足する必要がある。好ましくは0.0007〜0.0020%である。
Vは、NbやMoと同様に、HAZの靭性を劣化させる元素である。そのため、Vを可能な限り低減する必要がある。V含有量が0.030%を超えると、析出硬化とそれに伴う脆化が著しい。したがって、Vは0.030%以下とする。
B:0.0005〜0.0030%
Bは、微量の添加で厚鋼板の焼入れ性を向上することによって、厚鋼板の強度を増加させる元素である。また、Bは溶鋼を溶製する段階でNと結合してBNを生成し、熱間圧延後の冷却時にそのBNがフェライト生成核として作用し、厚鋼板の降伏比低下に寄与する。さらにBは、TiNが固溶するような超大入熱溶接によるHAZにBNを生成させる。このBNはフェライト生成核として作用するばかりでなく、固溶Nを低減する効果も有するので、HAZの靭性向上に寄与する。B含有量が0.0005%未満では、これらの効果が得られない。一方、0.0030%を超えると、厚鋼板のみならずHAZの靭性が劣化するばかりでなく、厚鋼板の降伏強度が著しく上昇するので降伏比の制御が困難になる。したがって、Bは0.0005〜0.0030%の範囲内を満足する必要がある。好ましくは0.0007〜0.0020%である。
Ti:0.005〜0.030%
Tiは、Nとの親和力が強く、溶鋼の連続鋳造にてTiNとして析出し、熱間圧延後の冷却時にそのTiNがフェライト生成核として作用し、厚鋼板の降伏比低下に寄与する。さらにTiNは、超大入熱溶接のHAZにおけるオーステナイトの成長を抑制し、かつフェライト生成核として作用するので、HAZの靭性向上に寄与する。Ti含有量が0.005%未満では、これらの効果が得られない。一方、0.030%を超えると、TiN粒子が粗大化するので、これらの効果が得られない。したがって、Tiは0.005〜0.030%の範囲内を満足する必要がある。好ましくは0.010〜0.020%である。
Tiは、Nとの親和力が強く、溶鋼の連続鋳造にてTiNとして析出し、熱間圧延後の冷却時にそのTiNがフェライト生成核として作用し、厚鋼板の降伏比低下に寄与する。さらにTiNは、超大入熱溶接のHAZにおけるオーステナイトの成長を抑制し、かつフェライト生成核として作用するので、HAZの靭性向上に寄与する。Ti含有量が0.005%未満では、これらの効果が得られない。一方、0.030%を超えると、TiN粒子が粗大化するので、これらの効果が得られない。したがって、Tiは0.005〜0.030%の範囲内を満足する必要がある。好ましくは0.010〜0.020%である。
Ca:0.0005〜0.0035%
Caは、Sと結合してCaSを生成することによって厚鋼板の靭性を向上させる作用を有する。Caは溶鋼の溶製段階で添加されるが、溶存酸素量を0.0050%以下に調整した後でCaを添加する。このようにしてCaOの生成を抑制して、CaSの生成を促進する。CaSは、溶鋼中で酸化物に比べて低温で晶出し、均一かつ微細に分散する。この微細なCaS粒子が、厚鋼板の溶接時にMnSと複合してフェライト生成核として作用して、HAZの靭性向上に寄与する。Ca含有量が0.0005%未満では、これらの効果が得られない。一方、0.0035%を超えると、過剰のCaが酸化物を形成して、厚鋼板の靭性を劣化させる。したがって、Caは0.0005〜0.0035%の範囲内を満足する必要がある。
Caは、Sと結合してCaSを生成することによって厚鋼板の靭性を向上させる作用を有する。Caは溶鋼の溶製段階で添加されるが、溶存酸素量を0.0050%以下に調整した後でCaを添加する。このようにしてCaOの生成を抑制して、CaSの生成を促進する。CaSは、溶鋼中で酸化物に比べて低温で晶出し、均一かつ微細に分散する。この微細なCaS粒子が、厚鋼板の溶接時にMnSと複合してフェライト生成核として作用して、HAZの靭性向上に寄与する。Ca含有量が0.0005%未満では、これらの効果が得られない。一方、0.0035%を超えると、過剰のCaが酸化物を形成して、厚鋼板の靭性を劣化させる。したがって、Caは0.0005〜0.0035%の範囲内を満足する必要がある。
N:0.0030〜0.0070%
Nは、溶鋼の連続鋳造にてTiNとして析出し、熱間圧延後の冷却時にそのTiNがフェライト生成核として作用し、厚鋼板の降伏比低下に寄与する。さらにTiNは、超大入熱溶接のHAZにおけるオーステナイトの成長を抑制し、かつフェライト生成核として作用するので、HAZの靭性向上に寄与する。N含有量が0.0030%未満では、これらの効果が得られない。一方、0.0070%を超えると、超大入熱溶接によってHAZのTiNが溶解し、その結果、固溶N量が増加してHAZの靭性が著しく劣化する。したがって、Nは0.0030〜0.0070%の範囲内を満足する必要がある。
Nは、溶鋼の連続鋳造にてTiNとして析出し、熱間圧延後の冷却時にそのTiNがフェライト生成核として作用し、厚鋼板の降伏比低下に寄与する。さらにTiNは、超大入熱溶接のHAZにおけるオーステナイトの成長を抑制し、かつフェライト生成核として作用するので、HAZの靭性向上に寄与する。N含有量が0.0030%未満では、これらの効果が得られない。一方、0.0070%を超えると、超大入熱溶接によってHAZのTiNが溶解し、その結果、固溶N量が増加してHAZの靭性が著しく劣化する。したがって、Nは0.0030〜0.0070%の範囲内を満足する必要がある。
O:0.0010〜0.0040%
Oは、溶鋼を溶製する段階で不可避的に混入する不純物であり、他の元素と結合して酸化物を形成する。そのためO含有量を低減することが好ましいが、0.0010%未満とするためには溶鋼を溶製する段階で精錬コストの上昇を招く。一方、0.0040%を超えると、酸化物が粗大化して厚鋼板の靭性を劣化させる。したがって、Oは0.0010〜0.0040%の範囲内を満足する必要がある。
Oは、溶鋼を溶製する段階で不可避的に混入する不純物であり、他の元素と結合して酸化物を形成する。そのためO含有量を低減することが好ましいが、0.0010%未満とするためには溶鋼を溶製する段階で精錬コストの上昇を招く。一方、0.0040%を超えると、酸化物が粗大化して厚鋼板の靭性を劣化させる。したがって、Oは0.0010〜0.0040%の範囲内を満足する必要がある。
Cu:0.05〜1.0%およびNi:0.05〜2.0%のうちの1種以上
Cuは、厚鋼板の靭性を低下させず強度を増加する作用を有する。しかも、HAZに及ぼす悪影響が少ないので有用な元素である。Cu含有量が0.05%未満では、厚鋼板の強度増加の効果が得られない。一方、1.0%を超えると、熱間脆性が生じて厚鋼板の表面性状が劣化する。したがって、Cuは0.05〜1.0%の範囲内を満足する必要がある。好ましくは0.1〜0.5%である。
Cuは、厚鋼板の靭性を低下させず強度を増加する作用を有する。しかも、HAZに及ぼす悪影響が少ないので有用な元素である。Cu含有量が0.05%未満では、厚鋼板の強度増加の効果が得られない。一方、1.0%を超えると、熱間脆性が生じて厚鋼板の表面性状が劣化する。したがって、Cuは0.05〜1.0%の範囲内を満足する必要がある。好ましくは0.1〜0.5%である。
Niは、厚鋼板の靭性を低下させず強度を増加する作用を有する。しかも、HAZに及ぼす悪影響が少ないので有用な元素である。Ni含有量が0.05%未満では、厚鋼板の強度増加の効果が得られない。一方、2.0%を超えると、熱間脆性が生じて厚鋼板の表面性状が劣化する。したがって、Niは0.05〜2.0%の範囲内を満足する必要がある。好ましくは0.2〜1.5%である。
Cu含有量とNi含有量の合計:1.0〜2.0%
既に説明した通り、本発明では、2相域焼入れ処理に先立って2相域温度に保持する間に、Mn,Cu,Ni等がフェライトとオーステナイトの界面に偏在することによって、厚鋼板のMn,Cu,Ni等の含有量に濃淡を生じさせてフェライト生成核として活用する。このような効果を得るためには、Mn,Cu,Ni等の含有量を高く設定する必要がある。しかしMnを過剰に添加すると、厚鋼板およびHAZの靭性が劣化する。そこで、CuとNiの含有量を大きく設定し、その合計含有量を規定する。Cu含有量とNi含有量の合計が1.0%未満では、フェライト生成核が十分に得られない。一方、2.0%超えると、フェライト生成核が飽和し、含有量の増加に見合う効果が得られず、厚鋼板の製造コストが上昇する。したがって、Cu含有量とNi含有量の合計は1.0〜2.0%の範囲内とする。
既に説明した通り、本発明では、2相域焼入れ処理に先立って2相域温度に保持する間に、Mn,Cu,Ni等がフェライトとオーステナイトの界面に偏在することによって、厚鋼板のMn,Cu,Ni等の含有量に濃淡を生じさせてフェライト生成核として活用する。このような効果を得るためには、Mn,Cu,Ni等の含有量を高く設定する必要がある。しかしMnを過剰に添加すると、厚鋼板およびHAZの靭性が劣化する。そこで、CuとNiの含有量を大きく設定し、その合計含有量を規定する。Cu含有量とNi含有量の合計が1.0%未満では、フェライト生成核が十分に得られない。一方、2.0%超えると、フェライト生成核が飽和し、含有量の増加に見合う効果が得られず、厚鋼板の製造コストが上昇する。したがって、Cu含有量とNi含有量の合計は1.0〜2.0%の範囲内とする。
Ceq:0.44〜0.50
Ceqは下記の(1)式で定義される値である。Ceqが0.44未満では、直接焼入れ処理や2相域焼入れ処理における焼入れ性が不足するので、フェライトが生成する。その結果、板厚80mm以上の厚鋼板では所望の引張強さ(すなわち590MPa以上)が得られない。また直接焼入れ処理を行なっても厚鋼板にマルテンサイトまたはベイナイトの微細な組織が得られないので、2相域焼入れ処理で合金元素の濃淡を生じさせることが困難になる。一方、0.50を超えると、HAZの靭性が著しく劣化する。したがって、Ceqは0.44〜0.50の範囲内を満足する必要がある。好ましくは0.45〜0.48である。
Ceqは下記の(1)式で定義される値である。Ceqが0.44未満では、直接焼入れ処理や2相域焼入れ処理における焼入れ性が不足するので、フェライトが生成する。その結果、板厚80mm以上の厚鋼板では所望の引張強さ(すなわち590MPa以上)が得られない。また直接焼入れ処理を行なっても厚鋼板にマルテンサイトまたはベイナイトの微細な組織が得られないので、2相域焼入れ処理で合金元素の濃淡を生じさせることが困難になる。一方、0.50を超えると、HAZの靭性が著しく劣化する。したがって、Ceqは0.44〜0.50の範囲内を満足する必要がある。好ましくは0.45〜0.48である。
Ceq=[%C]+([%Mn]/6)+{([%Ni]+[%Cu])/15}
+{([%Cr]+[%Mo]+[%V])/5} ・・・(1)
上記の(1)式の[%C]はC含有量,[%Mn]はMn含有量,[%Ni]はNi含有量,[%Cu]はCu含有量,[%Cr]はCr含有量,[%Mo]はMo含有量,[%V]はV含有量を指す。含有量の単位は、いずれも質量%である。
+{([%Cr]+[%Mo]+[%V])/5} ・・・(1)
上記の(1)式の[%C]はC含有量,[%Mn]はMn含有量,[%Ni]はNi含有量,[%Cu]はCu含有量,[%Cr]はCr含有量,[%Mo]はMo含有量,[%V]はV含有量を指す。含有量の単位は、いずれも質量%である。
Pcm:0.21以下
Pcmは下記の(2)式で定義される値である。Pcmが0.21を超えると、低温割れ感受性が高くなり、溶接金属に割れが発生し易くなる。したがって、Pcmは0.21以下とする。
Pcm=[%C]+([%Si]/30)+([%Mn]/20)+([%Cu]/20)
+([%Ni]/60)+([%Cr]/20)+([%Mo]/15)
+([%V]/10)+(5×[%B]) ・・・(2)
ここで[%C]はC含有量,[%Si]はSi含有量,[%Mn]Mnの含有量,[%Cu]はCu含有量,[%Ni]はNi含有量,[%Cr]はCr含有量,[%Mo]はMo含有量,[%V]はV含有量,[%B]はB含有量を指す。含有量の単位は、いずれも質量%である。
Pcmは下記の(2)式で定義される値である。Pcmが0.21を超えると、低温割れ感受性が高くなり、溶接金属に割れが発生し易くなる。したがって、Pcmは0.21以下とする。
Pcm=[%C]+([%Si]/30)+([%Mn]/20)+([%Cu]/20)
+([%Ni]/60)+([%Cr]/20)+([%Mo]/15)
+([%V]/10)+(5×[%B]) ・・・(2)
ここで[%C]はC含有量,[%Si]はSi含有量,[%Mn]Mnの含有量,[%Cu]はCu含有量,[%Ni]はNi含有量,[%Cr]はCr含有量,[%Mo]はMo含有量,[%V]はV含有量,[%B]はB含有量を指す。含有量の単位は、いずれも質量%である。
ACR:0.2〜0.8
ACRは下記の(3)式で定義される値である。ACRが0.2未満では、CaSが生成せず、MnSが析出する。このMnSは、厚鋼板に均一かつ微細に分散せず、熱間圧延によって伸長される。その結果、厚鋼板のみならずHAZの靭性が劣化する。一方、0.8を超えると、CaSが多量に生成し、MnSが不足する。その結果、厚鋼板を溶接する際に、CaS粒子上にMnSが析出せず、十分な量のフェライト生成核が得られない。したがって、ACRは0.2〜0.8の範囲内を満足する必要がある。この範囲内にACRを維持することによって、CaS粒子上にMnSが析出した複合硫化物となる。その複合硫化物がフェライト生成核として作用して、HAZの組織が微細化され、HAZの靭性が向上する。
ACRは下記の(3)式で定義される値である。ACRが0.2未満では、CaSが生成せず、MnSが析出する。このMnSは、厚鋼板に均一かつ微細に分散せず、熱間圧延によって伸長される。その結果、厚鋼板のみならずHAZの靭性が劣化する。一方、0.8を超えると、CaSが多量に生成し、MnSが不足する。その結果、厚鋼板を溶接する際に、CaS粒子上にMnSが析出せず、十分な量のフェライト生成核が得られない。したがって、ACRは0.2〜0.8の範囲内を満足する必要がある。この範囲内にACRを維持することによって、CaS粒子上にMnSが析出した複合硫化物となる。その複合硫化物がフェライト生成核として作用して、HAZの組織が微細化され、HAZの靭性が向上する。
ACR={[%Ca]−(0.18+130×[%Ca])×[%O]}/(1.25×[%S])
・・・(3)
ここで[%Ca]はCa含有量,[%O]はO含有量,[%S]はS含有量を指す。含有量の単位は、いずれも質量%である。
本発明では、上記の成分に加えて、希土類元素(すなわちREM):0.0010〜0.020%およびMg:0.0010〜0.0050%のうちの1種以上を含有しても良い。
・・・(3)
ここで[%Ca]はCa含有量,[%O]はO含有量,[%S]はS含有量を指す。含有量の単位は、いずれも質量%である。
本発明では、上記の成分に加えて、希土類元素(すなわちREM):0.0010〜0.020%およびMg:0.0010〜0.0050%のうちの1種以上を含有しても良い。
REM:0.0010〜0.020%およびMg:0.0010〜0.0050%のうちの1種以上
REMは、厚鋼板およびHAZの靭性を向上する作用を有する。REM含有量が0.0010%未満では、この効果が得られない。一方、0.020%を超えると、靭性向上の効果が飽和し、含有量の増加に見合う効果が得られず、厚鋼板の製造コストが上昇する。したがって、REMは0.0010〜0.020%の範囲内が好ましい。
REMは、厚鋼板およびHAZの靭性を向上する作用を有する。REM含有量が0.0010%未満では、この効果が得られない。一方、0.020%を超えると、靭性向上の効果が飽和し、含有量の増加に見合う効果が得られず、厚鋼板の製造コストが上昇する。したがって、REMは0.0010〜0.020%の範囲内が好ましい。
Mgは、厚鋼板およびHAZの靭性を向上する作用を有する。Mg含有量が0.0010%未満では、この効果が得られない。一方、0.0050%を超えると、靭性向上の効果が飽和し、含有量の増加に見合う効果が得られず、厚鋼板の製造コストが上昇する。したがって、Mgは0.0010〜0.0050%の範囲内が好ましい。
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。
次に、厚鋼板の製造工程について説明する。
溶鋼を溶製し、さらに鋳造して、上記した成分を有する鋼素材を製造する工程で採用する技術は特に限定せず、従来から知られている技術を使用する。ただし厚鋼板を大量に製造することを考慮すると、溶鋼を転炉,電気炉,真空溶解炉等で溶製し、脱ガス処理を施してガス成分を調整した後、CaSiワイヤを用いて介在物制御を行ない、さらに連続鋳造を行なって鋼素材(すなわちスラブ)を製造することが好ましい。
溶鋼を溶製し、さらに鋳造して、上記した成分を有する鋼素材を製造する工程で採用する技術は特に限定せず、従来から知られている技術を使用する。ただし厚鋼板を大量に製造することを考慮すると、溶鋼を転炉,電気炉,真空溶解炉等で溶製し、脱ガス処理を施してガス成分を調整した後、CaSiワイヤを用いて介在物制御を行ない、さらに連続鋳造を行なって鋼素材(すなわちスラブ)を製造することが好ましい。
なお、溶鋼の溶製段階でCaSの生成を促進するために、Caとの結合力が強いOを0.0050%以下に調整した後でCaを添加することが好ましい。Caの添加は、CaSiワイヤを装入する等の方法で行なう。
この鋼素材を加熱し、さらに熱間圧延を施して厚鋼板とする。鋼素材の加熱温度が1000℃未満では、鋼素材の変形抵抗が大きいので、熱間圧延設備の負荷が増大する。一方、1250℃を超えると、熱間圧延を施した厚鋼板の組織が粗大化して靭性の低下を招く。したがって、熱間圧延に先立つ鋼素材の加熱温度は1000〜1250℃の範囲内を満足する必要がある。
この鋼素材を加熱し、さらに熱間圧延を施して厚鋼板とする。鋼素材の加熱温度が1000℃未満では、鋼素材の変形抵抗が大きいので、熱間圧延設備の負荷が増大する。一方、1250℃を超えると、熱間圧延を施した厚鋼板の組織が粗大化して靭性の低下を招く。したがって、熱間圧延に先立つ鋼素材の加熱温度は1000〜1250℃の範囲内を満足する必要がある。
熱間圧延の圧延仕上温度は850℃以上とする。圧延仕上温度が850℃以上であれば、再結晶温度域で熱間圧延を行なうことが可能となり、引き続き行なう加速冷却処理における焼入れ性を保持できる。
熱間圧延に引き続き、厚鋼板に加速冷却処理を施して焼入れ(すなわち直接焼入れ)を行なう。加速冷却処理における800〜500℃の温度範囲の平均冷却速度が1℃/秒未満では、好適な組織(すなわちマルテンサイトまたはベイナイトの微細な組織)が得られない。したがって、800〜500℃の温度範囲の平均冷却速度を1℃/秒以上とする。このように800〜500℃の温度範囲を平均冷却速度1℃/秒以上で冷却するためには、加速冷却を開始する温度(以下、冷却開始温度という)をAr3温度より十分に高い800℃以上とし、加速冷却を停止する温度を500℃以下とする必要がある。
熱間圧延に引き続き、厚鋼板に加速冷却処理を施して焼入れ(すなわち直接焼入れ)を行なう。加速冷却処理における800〜500℃の温度範囲の平均冷却速度が1℃/秒未満では、好適な組織(すなわちマルテンサイトまたはベイナイトの微細な組織)が得られない。したがって、800〜500℃の温度範囲の平均冷却速度を1℃/秒以上とする。このように800〜500℃の温度範囲を平均冷却速度1℃/秒以上で冷却するためには、加速冷却を開始する温度(以下、冷却開始温度という)をAr3温度より十分に高い800℃以上とし、加速冷却を停止する温度を500℃以下とする必要がある。
なお厚鋼板の板厚が100mmを超えると、本発明を適用しても、超大入熱溶接によるHAZの靭性を板厚方向全域にわたって向上することは困難である。厚鋼板の板厚が100mm以下であればHAZの靭性を板厚方向全域にわたって改善できるので、板厚の下限値は特に限定しない。ただし、超大入熱溶接によるHAZの靭性改善が困難であると一般に言われていた板厚80mm以上の厚鋼板に本発明を適用すると、多大な効果が得られる。したがって、厚鋼板の板厚は100mm以下が好ましく、80〜100mmの範囲内が一層好ましい。
加速冷却処理の後、厚鋼板を2相域温度に加熱する。2相域に加熱する温度がAc1+20℃未満では、加熱温度に保持中のオーステナイトの分率が低すぎるので、母材の硬質相の分率が不足して、厚鋼板の強度が低下する。一方、Ac1+80℃を超えると、オーステナイトの分率が過剰に増加するので、オーステナイト中に濃化するCが減少する。その結果、引き続き行なう焼入れ(すなわち2相域焼入れ処理)における焼入れ性が低下して、厚鋼板の強度が低下する。したがって、2相域に加熱する温度は(Ac1+20℃)〜(Ac1+80℃)の範囲内を満足する必要がある。
また、2相域加熱にて上記の温度範囲に保持する時間が30分未満では、Mn,CuやNiの濃淡を生じさせる上で十分な時間が確保されないので、HAZの靭性向上の効果が得られない。したがって、2相域加熱の保持時間は30分以上とする。好ましくは40分以上である。
2相域加熱が終了した後、厚鋼板に2相域焼入れ処理を施す。2相域焼入れ処理では、(Ac1−20℃)〜500℃の温度範囲を平均冷却速度1℃/秒以上で冷却する。平均冷却速度が1℃/秒未満では、硬質相の硬さが不足し、好適な組織が得られない。
2相域加熱が終了した後、厚鋼板に2相域焼入れ処理を施す。2相域焼入れ処理では、(Ac1−20℃)〜500℃の温度範囲を平均冷却速度1℃/秒以上で冷却する。平均冷却速度が1℃/秒未満では、硬質相の硬さが不足し、好適な組織が得られない。
2相域焼入れ処理の後、厚鋼板を加熱して焼戻し処理を施す。焼戻し処理の加熱温度が400℃未満では、2相域焼入れ処理によって脆化した厚鋼板の靭性を向上できない。一方、600℃を超えると、厚鋼板の強度が低下する。したがって、焼戻し処理の加熱温度は400〜600℃)の範囲内を満足する必要がある。
また、焼戻し処理にて上記の温度範囲に保持する時間は、特に限定せず、厚鋼板の用途や要求される特性に応じて適宜設定する。ただし、60分を超えると厚鋼板の強度が著しく低下するので、焼戻し処理の保持時間は60分以下が好ましい。
また、焼戻し処理にて上記の温度範囲に保持する時間は、特に限定せず、厚鋼板の用途や要求される特性に応じて適宜設定する。ただし、60分を超えると厚鋼板の強度が著しく低下するので、焼戻し処理の保持時間は60分以下が好ましい。
以上の手順で製造した厚鋼板は、低降伏比と高強度とを兼ね備えており、しかも超大入熱溶接によるHAZは優れた靭性を発揮する。
転炉を用いて溶製した溶鋼に取鍋精錬を施し、さらに連続鋳造によって鋼素材(すなわちスラブ)を製造した。鋼素材の板厚は310mmであり、その成分は表1に示す通りである。表1に示す発明例(すなわち鋼種A〜I)は、成分が本発明の範囲を満足する例である。比較例のうち、鋼種J,KはC含有量が本発明の範囲を外れる例、鋼種LはCu含有量とNi含有量の合計が本発明の範囲を外れる例、鋼種MはN含有量が本発明の範囲を外れる例、鋼種N,OはACRが本発明の範囲を外れる例、鋼種PはCeqが本発明の範囲を外れる例、鋼種QはCeqとPcmが本発明の範囲を外れる例である。
これら鋼素材に熱間圧延,加速冷却処理を行ない、板厚100mmの厚鋼板とした後,さらに2相域焼入れ処理,焼戻し処理を行なった。その条件を表2に示す。表2に示す厚鋼板記号A,B,D〜Qは、それぞれ鋼種A,B,D〜Q(表1参照)の鋼素材から製造した厚鋼板であり、熱間圧延,加速冷却処理,2相域焼入れ処理,焼戻し処理の条件はいずれも本発明の範囲を満足する。厚鋼板記号C−1〜C−8は、鋼種C(表1参照)の鋼素材から製造した厚鋼板であり、熱間圧延,加速冷却処理,2相域焼入れ処理,焼戻し処理の条件はいずれも本発明の範囲を満足する。
厚鋼板記号C−9は、鋼種C(表1参照)の鋼素材から製造した厚鋼板であるが、熱間圧延に先立つ加熱温度が本発明の範囲を外れる。C−10は、鋼種Cの鋼素材から製造した厚鋼板であるが、熱間圧延の圧延仕上温度が本発明の範囲を外れる。厚鋼板記号C−11は、鋼種Cの鋼素材から製造した厚鋼板であるが、加速冷却処理の冷却開始温度が本発明の範囲を外れる。厚鋼板記号C−12は、鋼種Cの鋼素材から製造した厚鋼板であるが、加速冷却処理と2相域焼入れ処理の冷却速度が本発明の範囲を外れる。厚鋼板記号C−13,C−14は、鋼種Cの鋼素材から製造した厚鋼板であるが、2相域焼入れ処理の加熱温度が本発明の範囲を外れる。厚鋼板記号C−15は、鋼種Cの鋼素材から製造した厚鋼板であるが、2相域焼入れ処理の保持時間が本発明の範囲を外れる。厚鋼板記号C−16,C−17は、鋼種Cの鋼素材から製造した厚鋼板であるが、焼戻し処理の加熱温度が本発明の範囲を外れる。
これらの厚鋼板の板厚方向1/4の深さの位置からJIS4号引張試験片を採取し、JIS規格Z2241の規定に準拠して引張試験を行ない、降伏強さ(YS)と引張強さ(TS)を調査した。さらに、得られた降伏強さと引張強さから降伏比を算出した。その結果を表3に示す。
また、厚鋼板の板厚方向1/4の深さの位置からJIS規格Z2202の規定に準拠してVノッチ試験片を採取し、JIS規格Z2242の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を行ない、0℃における吸収エネルギー(VE0)を調査した。その結果を表3に示す。
また、厚鋼板の板厚方向1/4の深さの位置からJIS規格Z2202の規定に準拠してVノッチ試験片を採取し、JIS規格Z2242の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を行ない、0℃における吸収エネルギー(VE0)を調査した。その結果を表3に示す。
次に、各厚鋼板から継手用試験板(400mm×600mm)を2枚ずつ採取し、図1に示すような開先を形成した。すなわち、継手用試験板1を直角に組み合わせ、かつ幅25mmの隙間3を設けて、その隙間3の両側に当て金2を配置して開先を形成した。
この開先にエレクトロスラグ溶接(以下、ESWという)を行なって、溶接継手を作製した。ESWの溶接入熱は1000kJ/cmとし、溶接ワイヤはJIS規格3353YES62相当品,溶接フラックスはJIS規格3353FS-FG3相当品を使用した。
この開先にエレクトロスラグ溶接(以下、ESWという)を行なって、溶接継手を作製した。ESWの溶接入熱は1000kJ/cmとし、溶接ワイヤはJIS規格3353YES62相当品,溶接フラックスはJIS規格3353FS-FG3相当品を使用した。
得られた溶接継手から、図2に示すように、切欠き位置をボンド部としてVノッチ試験片5を採取し、JIS規格Z2242の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を行ない、0℃における吸収エネルギー(VE0)を調査した。その結果を表3に示す。
さらに、誘導加熱によって1400℃および800℃をピーク温度として、平均冷却速度を50℃/秒とする2重熱サイクルを与えた小入熱多パス溶接のICCGHAZに相当する試験片からVノッチ試験片を採取し、JIS規格Z2242の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を行ない、0℃における吸収エネルギー(VE0)を調査した。その結果を表3に示す。
さらに、誘導加熱によって1400℃および800℃をピーク温度として、平均冷却速度を50℃/秒とする2重熱サイクルを与えた小入熱多パス溶接のICCGHAZに相当する試験片からVノッチ試験片を採取し、JIS規格Z2242の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を行ない、0℃における吸収エネルギー(VE0)を調査した。その結果を表3に示す。
表3から明らかなように、発明例の厚鋼板の機械的特性の調査結果は、降伏強さ(YS)が447〜490MPaであり、いずれも440MPa以上であった。また、引張強さ(TS)が594〜635MPaであり、いずれも590MPa以上であった。さらに、降伏比が75〜79%であり、いずれも80%以下であった。
発明例の厚鋼板とその溶接継手の靭性の調査結果は、厚鋼板の吸収エネルギー(VE0)が108〜263J,ESW継手のボンド部の吸収エネルギー(VE0)が78〜165J,ICCGHAZ相当の再現HAZの吸収エネルギー(VE0)が91〜223Jであり、いずれもVE0が70J以上の優れた靭性を有していた。
発明例の厚鋼板とその溶接継手の靭性の調査結果は、厚鋼板の吸収エネルギー(VE0)が108〜263J,ESW継手のボンド部の吸収エネルギー(VE0)が78〜165J,ICCGHAZ相当の再現HAZの吸収エネルギー(VE0)が91〜223Jであり、いずれもVE0が70J以上の優れた靭性を有していた。
一方、比較例では、厚鋼板記号C−9は厚鋼板の降伏強さと靭性およびESWボンド部の靭性が不十分であった。厚鋼板記号C−10は厚鋼板の降伏強さが不十分であった。厚鋼板記号C−11〜C−14,Jは厚鋼板の降伏強さと引張強さおよびESWボンド部の靭性が不十分であった。厚鋼板記号C−15,L〜O,QはESWボンド部の靭性が不十分であった。厚鋼板記号C−16は厚鋼板の靭性が不十分であった。厚鋼板記号C−17,Pは厚鋼板の降伏強さと引張強さが不十分であった。厚鋼板記号KはICCGHAZの靭性が不十分であった。
1 継手用試験板
2 当て金
3 隙間
4 溶接金属
5 Vノッチ試験片
2 当て金
3 隙間
4 溶接金属
5 Vノッチ試験片
Claims (2)
- 質量%で、C:0.040〜0.070%、Si:0.05〜0.45%、Mn:1.0〜1.6%、P:0.020%以下、S:0.0007〜0.0040%、Al:0.005〜0.05%、Cr:0.03〜1.0%、Nb:0.003%以下、Mo:0.04%以下、V:0.030%以下、B:0.0005〜0.0030%、Ti:0.005〜0.030%、Ca:0.0005〜0.0035%、N:0.0030〜0.0070%、O:0.0010〜0.0040%を含有し、さらにCu:0.05〜1.0%およびNi:0.05〜2.0%のうちの1種以上をCu含有量とNi含有量の合計が1.0〜2.0%となるように含有し、かつ各元素の含有量を用いて(1)式で定義されるCeqが0.44〜0.50を満足し、(2)式で定義されるPcmが0.21以下を満足し、(3)式で定義されるACRが0.2〜0.8を満足し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材を、1000〜1250℃の温度に加熱し、圧延仕上温度を850℃以上とする熱間圧延を施して厚鋼板とし、引き続き前記厚鋼板を800℃以上の温度から800〜500℃の温度範囲を平均冷却速度1℃/秒以上で500℃以下まで冷却して焼入れを行なう加速冷却処理を施し、さらに(Ac1+20℃)〜(Ac1+80℃)の2相域温度に加熱して30分以上保持した後、(Ac1−20℃)〜500℃の温度範囲を平均冷却速度1℃/秒以上で冷却して焼入れを行なう2相域焼入れ処理を施し、さらに400〜600℃の温度に加熱して保持する焼戻し処理を施すことを特徴とする超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力厚鋼板の製造方法。
Ceq=[%C]+([%Mn]/6)+{([%Ni]+[%Cu])/15}
+{([%Cr]+[%Mo]+[%V])/5} ・・・(1)
Pcm=[%C]+([%Si]/30)+([%Mn]/20)+([%Cu]/20)
+([%Ni]/60)+([%Cr]/20)+([%Mo]/15)
+([%V]/10)+(5×[%B]) ・・・(2)
ACR={[%Ca]−(0.18+130×[%Ca])×[%O]}/(1.25×[%S])
・・・(3) - 前記鋼素材が、前記組成に加えて、質量%でREM:0.0010〜0.020%およびMg:0.0010〜0.0050%のうちの1種以上を含有することを特徴とする請求項1に記載の超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力厚鋼板の製造方法。
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JP2008086249A JP2009235549A (ja) | 2008-03-28 | 2008-03-28 | 超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力厚鋼板の製造方法 |
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-
2008
- 2008-03-28 JP JP2008086249A patent/JP2009235549A/ja active Pending
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