JP2011208213A - 耐溶接割れ性と溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力厚鋼板 - Google Patents
耐溶接割れ性と溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力厚鋼板 Download PDFInfo
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Abstract
【解決手段】質量%で、C:0.07〜O.09%、Si:0.01〜0.07%、Mn:1.0〜1.6%、P:0.009%以下、S:0.0008〜0.0019%、Mo:0.20〜0.60%、Al:0.005〜0.060%と、さらにCr:0.05〜0.60%、Nb:0.005〜0.030%、V:0.005〜0.080%のうちから選ばれた1種または2種以上を含み、さらにB:0.0003%以下、N:0.0040%以下で、Ceq:0.40〜0.47、Pcm:0.21以下を満足する組成とする。
【選択図】なし
Description
引張強さが590MPaを超えるような高強度鋼板では、強度確保のために合金を多量に添加することが多い。このため、このような鋼板では、降伏比が上昇し、また大入熱溶接のボンド部や小入熱溶接での二相域再加熱HAZでは、靭性が低下する傾向にある。また、このような鋼板の、仮付け溶接や吊り工具の溶接など小入熱でかつビード長さが短い溶接部では、HAZが硬化しやすくなる。硬さがHV350を超えると低温割れや遅れ破壊などの危険がある。このため、このような高強度鋼板では、HV350未満に抑えられるような耐溶接割れ性(または耐溶接硬化性)も要求される。このようなことから、低降伏比と、優れたHAZ靭性および耐溶接割れ性(耐溶接硬化性)などを兼備した高強度厚鋼板が要望されている。
例えば、特許文献1には、C:0.01〜0.15%、Si:0.05〜0.6%、Mn:0.5〜2.0%、Al:0.01〜0.08%を基本成分として含有し、強さと靱性の要請に応じて、Nb、V、Ni、Cu、Cr、Mo、Bの1種以上を含むほか、N:0.001〜0.007%に抑制し、Ti:0.005〜0.025%とREM:0.002〜0.01%とを複合含有する成分調整を行った組成になる鋼を、(Ac3点−30℃)の温度から1150℃を超えない温度範囲におけるスラブ加熱下の熱間圧延にて製造し、加熱の際に伴われる異常粒の生成を抑制することを特徴とする溶接構造物用高張力鋼のじん性安定化方法が提案されている。特許文献1に記載された技術では、TiNとREM(希土類元素)の酸硫化物(オキシサルファイド)とが複合的に有効に作用して、母材および大入熱溶接部における靭性がすぐれ、かつそのばらつきのない高張力鋼材が得られるとしている。
また、特許文献5に記載された技術では、60mmを超える厚肉鋼板で、所望の高強度を確保するためには、高い焼入性を確保する必要があり、多量の合金元素の含有を必要とする。Mn、Cu、Ni等の合金元素量を増加することは、連鋳スラブの表面性状を劣化させたり、中央偏析部の硬さ上昇によるスラブ内部欠陥増加などを引き起こす危険性が増加するという問題がある。
本発明は、かかる知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨は次のとおりである。
Ceq=C+Si/24+Mn/6+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14 ‥‥(1)
(ここで、C、Si、Mn、Ni、Cr、Mo、V:各元素の含有量(質量%))
で定義されるCeqが0.40〜0.47、次(2)式
Pcm=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B ‥‥(2)
(ここで、C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V、B:各元素の含有量(質量%))
で定義されるPcmが0.21以下を満足するように含有し、残部Feおよび不可避不純物からなる組成を有することを特徴とする耐溶接割れ性と溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力厚鋼板。
Mn+Cu+Ni ≦ 1.6% ‥‥(3)
(ここで、Mn、Cu、Ni:各元素の含有量(質量%))
を満足するように含有することを特徴とする低降伏比高張力厚鋼板。
(4)(1)ないし(3)のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量%で、Ca:0.0005〜0.0030%、REM:0.0010〜0.0050%のうちから選ばれた1種または2種を含有することを特徴とする低降伏比高張力厚鋼板。
C:0.07〜0.09%
Cは、鋼の強度を増加させ、構造用鋼材として必要な強度を確保するのに有用な元素である。本発明では、他の合金元素の含有量を必要最小限とするために、Cは0.07%以上含有させる。一方、O.09%を超えて含有すると、耐溶接割れ性が低下し、HAZ靭性も著しく低下する。このため、Cは0.07〜0.09%の範囲に限定した。
Siは、脱酸剤として作用するとともに、母材の強度を高める元素であり、0.01%以上の含有を必要とする。一方、0.07%を超える含有は、HAZでの島状マルテンサイトの生成が促進され、HAZ靭性の低下が著しくなる。このため、本発明ではSiは、0.01〜0.07%に限定した。このような低Si含有とすることにより、HAZでの島状マルテンサイトの生成が抑制され、HAZ靭性が向上する。なお、好ましくはSiは0.01〜0.05%である。
Mnは、鋼の強度を増加させる作用を有する元素であり、本発明では、引張強さ:590MPa以上の強度を確保するために、1.0%以上の含有を必要とする。一方、1.6%を超えて含有すると、凝固時の中央偏析部への濃化が著しくなり、スラブ欠陥の増加などの原因となる。また、母材およびHAZ靱性の低下が著しくなる。このため、Mnは1.0〜1.6%の範囲に限定した。
Pは、島状マルテンサイトに濃化し、島状マルテンサイトの生成を助長するとともに、島状マルテンサイト自体の靭性を低下させる元素であり、HAZ靱性を向上するために、本発明ではできるだけ低減する。Pの低減は、特に低Si化と組み合わせたときに、島状マルテンサイトの生成量が顕著に減少し、HAZ靭性が著しく向上する。とくに、Pを0.009%以下に低減することにより、HAZ靭性向上効果が顕著となる。このため、Pは0.009%以下に限定した。なお、好ましくは0.007%以下である。
Sは、Mnと結合してMnSを形成する。MnSは、旧オーステナイト粒内で粒内フェライトあるいは粒内ベイナイトの生成サイトとして機能し、HAZ組織の微細化に寄与し、HAZ靱性を向上する効果を有する。しかし、MnS量が多すぎると、圧延で伸長した粗大なMnSが増加し、とくにシャルピー衝撃試験における板厚方向(Z方向)の吸収エネルギーが低下する。このため、MnS量が適正な範囲内になるようにS含有量を制御する必要がある。適正なS含有量は、その他の化学成分の含有量によって変化するが、本発明では、Sは0.0008〜0.0019%に限定した。なお、好ましくは0.0010〜0.0019%である。
Moは、粒界フェライトの生成を抑制し、母材およびHAZをベイナイト相を主体とする組織とする作用を有する。本発明では、母材およびHAZの強度確保のために必須含有させる。このような効果を得るためには、0.20%以上の含有を必要とする。一方、0.60%を超えて含有すると、耐溶接割れ性が低下する。このため、Moは0.20〜0.60%の範囲に限定した。なお、好ましくは0.20〜0.45%である。
Alは、脱酸剤として作用し、高張力鋼の溶鋼脱酸プロセスにおいて、もっとも汎用的に使われる元素である。また、Alは、鋼中のNをAlNとして固定し、Nによる靭性低下や割れ発生を防止する作用も有する。このような効果は0.005%以上の含有で認められる。一方、0.060%を超える含有は、母材の靱性を低下させるとともに、溶接時に溶接金属に混入して靱性を劣化させる。このため、Alは0.005〜0.060%の範囲に限定した。なお、好ましくは、0.010〜0.045%である。
Cr、Nb、Vはいずれも、強度を増加させる元素であり、選択して1種または2種以上を含有する。
Crは、強度を増加させるが、スラブ表面性状や中央偏析部に及ぼす悪影響が少なく、また超大入熱溶接のCGHAZおよび小入熱多パス溶接におけるICCGHAZの靭性劣化に対して影響の少ない元素であり、母材およびHAZの強度調整のため必要に応じて含有する。このような効果を得るためには、0.05%以上の含有を必要とする。一方、0.60%を超える含有は、溶接性を低下させる。このため、含有する場合には、Crは0.05〜0.60%の範囲に限定した。
Bは、少量の含有で焼入れ性を向上させる元素であり、小入熱溶接のHAZを硬化させて耐溶接割れ性を低下させたり、超大入熱溶接のCGHAZおよび小入熱多パス溶接におけるICCGHAZの島状マルテンサイトの生成を促進して、靱性を劣化させる悪影響を及ぼす元素で、本発明ではできるだけ低減することが望ましいが、0.0003%以下であれば、問題のない程度まで悪影響を抑制できる。このため、Bは0.0003%以下に限定した。
Nは、不可避的不純物として含有されるが、母材や超大入熱溶接のCGHAZおよび小入熱多パス溶接のICCGHAZにおける島状マルテンサイトの生成を促進させ、靱性を劣化させる悪影響を及ぼす元素であり、できるだけ低減することが望ましいが、0.0040%以下に低減すれば、問題のない程度まで悪影響を抑制できる。このため、Nは0.0040%以下に限定した。
Mn+Cu+Ni ≦ 1.6% ‥‥(3)
(ここで、Mn、Cu、Ni:各元素の含有量(質量%))
を満足するように、Cu:0.10%以下、Ni:0.10%以下のうちから選ばれた1種または2種を、および/または、Ca:0.0005〜0.0030%、REM:0.0010〜0.0050%のうちから選ばれた1種または2種、を含有できる。
Tiは、Nとの親和力が強く凝固時にTiNとして析出し,HAZでのオーステナイト粒の粗大化を抑制し、あるいはフェライト変態核としてHAZの高靱化に寄与する元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果を得るためには、0.005%以上の含有を必要とする。一方、0.030%を超える含有は、TiN粒子が粗大化し、上記した効果が期待できなくなる。このため、含有する場合は、Tiは0.005〜0.030%の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは、0.O08〜0.020%である。
Mn+Cu+Ni ≦ 1.6% ‥‥(3)
Cu、Niは、 Mnと同様に、鋼の強度を増加させる元素であり、母材およびHAZの強度を確保するために、必要に応じて含有できる。しかし、Mn、Cu、Niは、連鋳スラブの表面性状を劣化させたり、中央偏析部の硬さの上昇によるスラブ内部欠陥増加などを引き起こしたり、また、超大入熱溶接のCGHAZおよび小入熱多パス溶接のICCGHAZにおける島状マルテンサイトの生成を促進し、靭性を劣化させるなどの悪影響を及ぼす。Mnは、母材およびHAZの強度を確保するためにある程度の含有が必要となる。このため、Cu、Niを含有する場合には、(3)式を満足するように、Mn+Cu+Niを1.6%以下に限定するとともに、Cu:0.10%以下、Ni:0.10%以下にそれぞれ限定することが好ましい。Cu:0.10%以下、Ni:0.10%以下であれば、上記したようなCu、Niの悪影響は許容できる程度に抑制できる。
Ca、REMは、いずれも硫化物の形態制御を介して鋼の延性向上に寄与する元素である。また、これらの元素の硫化物または酸化物粒子は、MnSと複合して溶接時にフェライト変態核として作用し、HAZ靱性の向上に寄与する元素であり、必要に応じて1種または2種含有できる。このような効果は、Ca:0.0005%以上、REM:0.0010%以上の含有で顕著となる。一方、Ca:0.0030%、REM:0.0050%をそれぞれ超える含有は、介在物量が増大しすぎて、清浄度を低下させるとともに、延性、靭性を劣化させる。このため、含有する場合は、Ca:0.0005〜0.0030%、REM:0.0010〜0.0050%の範囲に限定することが好ましい。
Ceq:0.40〜0.47
本発明では、Ceqは、次(1)式で定義されるものを使用する。なお、(1)式に記載された元素が含有されない場合には、その元素を零として計算するものとする。
Ceq=C+Si/24+Mn/6+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14 ‥‥(1)
(ここで、C、Si、Mn、Ni、Cr、Mo、V:各元素の含有量(質量%))
板厚:60mm以上の厚肉材で、所望の母材およびHAZの強度を確保するためには、CeqはO.40以上とする必要がある。一方、Ceqが0.47を超える多量の合金元素を含有する場合には、溶接性が低下し、またHAZ靱性が低下する。このため、Ceqは0.40〜O.47の範囲に限定した。
本発明では、Pcmは、次(2)式で定義されるものを使用する。なお、(2)式に記載された元素が含有されない場合には、その元素を零として計算するものとする。
Pcm=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B ‥‥(2)
(ここで、C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V、B:各元素の含有量(質量%))
良好な耐低温割れ性を有し、板厚:60mm以上の厚肉材で、ほぼ予熱を必要としない溶接性を確保するためは、PcmをO.21以下とする必要がある。PcmがO.21を超える多量の合金元素を含有する場合には、溶接割れが多発する。このため、Pcmは0.21以下に限定した。
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。なお、不可避的不純物としては、O:0.0030%以下が許容できる。
本発明では、上記した組成を有する鋼素材に、熱間圧延を施し、所定の板厚100mm以下の厚鋼板とすることが好ましい。
使用する鋼素材は、上記した組成を有していれば、その製造方法はとくに限定する必要はないが、上記した組成の溶鋼を、転炉、電気炉、真空溶解炉等の常用の溶製方法で溶製し、必要に応じてさらに脱酸処理や脱ガスプロセス等を経て、連続鋳造法等の鋳造法によりスラブ等の鋼素材とすることが好ましい。
熱間圧延では、鋼素材はまず、加熱炉等で1000〜1200℃の温度に加熱することが好ましい。というのは、加熱温度が1000℃未満では、圧延荷重が過大となり圧延が困難となり、一方、1200℃を超える高温では、結晶粒が粗大化するとともに、酸化ロスが増大し歩留りが低下する。
また、熱間圧延後に加速冷却(ACC)を施す場合には、鋼素材を上記した範囲内の加熱温度に加熱し、仕上圧延終了温度を800℃以上とする熱間圧延を施し、該熱間圧延を終了後、2℃/s以上の冷却速度で、600℃以下の冷却停止温度まで冷却する加速冷却とすることが好ましい。
また、鋼素材を上記した範囲内の加熱温度に加熱し、仕上圧延終了温度を900℃以上とする熱間圧延を施し、室温まで冷却し、厚鋼板としたのち、該厚鋼板に、850〜950℃の温度に再加熱し、急冷する焼入れを施し、ついで400〜700℃の温度に焼戻しする再加熱焼入れ(RQ)−焼戻(T)処理を施してもよい。また、再加熱焼入れ(RQ)−焼戻(T)処理は熱間圧延を制御圧延としても何等問題はない。
以下、さらに、実施例に基づいてさらに、本発明について詳細に説明する。
(1)引張試験
得られた厚鋼板の板厚1/4位置から、圧延方向と直交する方向が引張方向となるように、J1S4号引張試験片を採取し、J1S Z 2241の規定に準拠して引張試験を実施し、引張特性(YS,TS,El)を測定し、母材の強度を調査した。
得られた厚鋼板の板厚1/4位置から、圧延方向と直交する方向が試験片の長さ方向となるように、Vノッチ試験片を採取し、JlS Z 2242の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を実施し、試験温度:−40℃における吸収エネルギーvE−40(J)を求め、母材靱性を評価した。
(3)溶接熱影響部靭性試験
得られた溶接継手から、図2に示すように、試験片の切欠き位置をボンド部とするVノッチ試験片を採取し、JlS Z 2242の規定に準拠して、シャルピー衝撃試験を実施し、試験温度:0℃における吸収エネルギー(vEo)を求め、継手靱性を評価した。
得られた厚鋼板から採取した溶接部硬さ試験片(大きさ:板厚75×125mm)に、溶接入熱量:17kJ/cmの被覆アーク溶接により、長さ40mmのショートビードを溶接した。そして、該ビードの長さ方向中央部で切断し、断面を研磨し、JIS Z 3101の規定に準拠してビッカース硬さ計(試験力:98N)で溶接部の最高硬さを求めた。
得られた結果を表3に示す。
Claims (4)
- 質量%で、
C:0.07〜O.09%、 Si:0.01〜0.07%、
Mn:1.0〜1.6%、 P:0.009%以下、
S:0.0008〜0.0019%、 Mo:0.20〜0.60%、
Al:0.005〜0.060%
と、さらにCr:0.05〜0.60%、Nb:0.005〜0.030%、V:0.005〜0.080%のうちから選ばれた1種または2種以上を含み、さらにB,NがB:0.0003%以下、N:0.0040%以下であり、かつ、下記(1)式で定義されるCeqが0.40〜0.47、下記(2)式で定義されるPcmが0.21以下を満足するように含有し、残部Feおよび不可避不純物からなる組成を有することを特徴とする耐溶接割れ性と溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力厚鋼板。
記
Ceq=C+Si/24+Mn/6+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14 ‥‥(1)
Pcm=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B ‥‥(2)
ここで、C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V、B:各元素の含有量(質量%) - 前記組成に加えてさらに、質量%で、Cu:0.10%以下、Ni:0.10%以下のうちから選ばれた1種または2種を、下記(3)式を満足するように含有することを特徴とする請求項1に記載の低降伏比高張力厚鋼板。
記
Mn+Cu+Ni ≦ 1.6% ‥‥(3)
ここで、Mn、Cu、Ni:各元素の含有量(質量%) - 前記組成に加えてさらに、質量%で、Ti:0.005〜0.030%を含有することを特徴とする請求項1または2に記載の低降伏比高張力厚鋼板。
- 前記組成に加えてさらに、質量%で、Ca:0.0005〜0.0030%、REM:0.0010〜0.0050%のうちから選ばれた1種または2種を含有することを特徴とする請求項1ないし3のいずれかに記載の低降伏比高張力厚鋼板。
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