JP2013049894A - 高靭性大入熱溶接用鋼およびその製造方法 - Google Patents
高靭性大入熱溶接用鋼およびその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP2013049894A JP2013049894A JP2011188575A JP2011188575A JP2013049894A JP 2013049894 A JP2013049894 A JP 2013049894A JP 2011188575 A JP2011188575 A JP 2011188575A JP 2011188575 A JP2011188575 A JP 2011188575A JP 2013049894 A JP2013049894 A JP 2013049894A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel
- haz
- heat input
- toughness
- strength
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Withdrawn
Links
Abstract
【課題】船舶等に用いて好適な、入熱量が３５０ｋＪ／ｃｍ以上の溶接熱影響部靭性および強度特性に優れ、かつ母材の引張強さが５９０ＭＰａ以上でｖＴｒｓが−４５℃以下である高靭性大入熱溶接用鋼およびその製造方法を提供する。
【解決手段】質量％でＣ：０．００１〜０．０１５％、Ｓｉ：０．０１〜０．８０％
Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ、Ｓ、Ａｌ：０．００５〜０．１０％、Ｍｏ：０．３０〜１．５％、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％、Ｎ：０．００１０〜０．００６０％、Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、更にＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｗ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭの１種以上を含有する鋼。上記組成の鋼素材を、９５０℃〜１２５０℃に加熱後、オーステナイト未再結晶温度域での累積圧下率：５０％以上、圧延終了温度：６８０〜８３０℃の条件で熱間圧延を施し、その後１．０℃／ｓ以上の冷却速度で５８０℃以下まで冷却する。
【選択図】なし
【解決手段】質量％でＣ：０．００１〜０．０１５％、Ｓｉ：０．０１〜０．８０％
Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ、Ｓ、Ａｌ：０．００５〜０．１０％、Ｍｏ：０．３０〜１．５％、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％、Ｎ：０．００１０〜０．００６０％、Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、更にＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｗ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭの１種以上を含有する鋼。上記組成の鋼素材を、９５０℃〜１２５０℃に加熱後、オーステナイト未再結晶温度域での累積圧下率：５０％以上、圧延終了温度：６８０〜８３０℃の条件で熱間圧延を施し、その後１．０℃／ｓ以上の冷却速度で５８０℃以下まで冷却する。
【選択図】なし
Description
本発明は、船舶、海洋構造物、低温貯蔵タンク、ラインパイプおよび土木・建築の分野などの溶接構造物に用いて好適な、入熱量が３００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接を施した際の溶接熱影響部の低温靭性および強度特性に優れ、かつ母材の引張強さが５９０ＭＰａ以上で脆性破面遷移温度（ｖＴｒｓ）が−４５℃以下である高靭性大入熱溶接用鋼およびその製造方法に関する。
造船、建築、土木等の分野で使用される鋼材は、これらの構造物の大型化に伴い、製造容易性や良好な使用性能（加工性や溶接性）を備えることを前提に高強度厚肉化され、最近では、造船用鋼として板厚５０ｍｍのＹＰ４６０Ｎ／ｍｍ２級鋼が開発実機化されている。このような鋼材には、エレクトロガス溶接など溶接入熱３００ｋＪ／ｃｍ以上での大入熱溶接施工が施されることが多く、溶接熱影響部（以下、ＨＡＺとも言う）の靭性確保が課題とされている。
大入熱溶接によるＨＡＺ靭性の低下に対し、従来から、多くの対策が提案され、例えば、鋼中のＴｉＮの微細分散により熱影響部におけるオーステナイト粒の粗大化を抑制してＨＡＺ靭性を向上させる技術はすでに実用化されている。
特許文献１には、鋼中のＴｉＮ系介在物中にＮｂを含有させて、大入熱溶接時には同介在物中からＮｂを固溶させて溶接熱影響部におけるオーステナイト粒の粗大化を抑制し、小入熱溶接時には同介在物中にＮｂをとどめてベイナイト化を抑制することでＨＡＺ靭性を向上させる技術が記載されている。
また、特許文献２には、溶接熱影響部においてＴｉ酸化物がフェライト核として優れることを知見して、鋼中にＴｉ酸化物を均一分散させた大入熱溶接用鋼が記載されている。
一方で、溶接用高張力鋼材では、溶接により溶接熱影響部の軟化が生じ、溶接継手としての強度低下が問題となるが、上記従来技術では、ＨＡＺ組織をフェライト主体の組織とすることで、ＨＡＺ靭性を確保するため、ＨＡＺ軟化を助長させてしまい、ＨＡＺ強度の低下（軟化）防止には効果が認められなかった。
そのため、特許文献３では、ＨＡＺ靭性とＨＡＺ軟化の問題を同時に達成する手法として、ＨＡＺ組織を強度の高いベイナイトに制御することが記載されているが、溶接熱影響部の強度と靭性を向上することに主眼がおかれて、ＨＡＺ軟化領域の強度特性は不安定であり、ＴＳ４９０ＭＰａ以上の母材（板厚４０ｍｍ以上）でｖＴｒｓが−２０〜−４０℃程度とさらに母材の靭性も不十分であった。
そこで本発明は、入熱量３５０ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接を施した際のＨＡＺ強度およびＨＡＺ靭性に優れ、かつ引張強さが５９０Ｎ／ｍｍ２以上でｖＴｒｓが−４５℃以下と母材靭性に優れる高靭性大入熱溶接用鋼およびその製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、引張強さが５９０Ｎ／ｍｍ２以上の高強度鋼に関して、母材靭性の改善および入熱量３００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接を施したときの溶接熱影響部の強度特性と低温靭性を安定的に向上すべく鋭意検討を行い、以下の知見を得た。説明において％は質量％とする。
１．大入熱ＨＡＺ靭性を改善するには、特許文献３に記載されているように、ＨＡＺ組織をベイナイトとすることが有効である。さらに、Ｃを０．０１５％以下まで低減することによって、靭性を阻害する島状マルテンサイト（ＭＡ）の生成がほとんど認められなくなり、ＨＡＺ靭性が向上する。
２．大入熱溶接を施した際のＨＡＺ軟化は、ベイナイトの回復・再結晶現象に起因するもので、回復・再結晶抑制効果の大きなＮｂとＭｏをそれぞれ０．０１０％、０．３０％以上含有することにより、ＨＡＺ軟化を効果的に抑制することとができ、高ＨＡＺ強度を安定的に確保することができる。
３．大入熱溶接熱影響部特性に優れ、かつ引張強さが５９０Ｎ／ｍｍ２以上の鋼の母材靭性を改善するには、鋼組成においてＰ：０．０２０％以下およびＳ：０．００５０％以下とすることが有効である。
４．また、上記成分組成を有する鋼素材を、９５０℃〜１２５０℃に加熱後、オーステナイト未再結晶温度域での累積圧下率：５０％以上、圧延終了温度：６８０〜８３０℃の条件で熱間圧延を施し、その後１．０℃／ｓ以上の冷却速度で５８０℃以下まで冷却することによって母材靭性を向上させることができる。
本発明は、上記知見をもとに、さらに検討を加えてなされたものであり、すなわち、本発明は、
１．質量％で
Ｃ：０．００１〜０．０１５％
Ｓｉ：０．０１〜０．８０％
Ｍｎ：１．０〜２．０％
Ｐ：０．０２０％以下
Ｓ：０．００５０％以下
Ａｌ：０．００５〜０．１０％
Ｍｏ：０．３０〜１．５％
Ｂ：０．０００３〜０．００５０％
Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％
Ｎ：０．００１０〜０．００６０％
Ｎｂ：０．０１０〜０．０５０％
を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、溶接熱影響部最軟化領域のベイナイト分率が８０％以上であることを特徴とする高靭性大入熱溶接用鋼。
２．質量％で、さらに、Ｃｕ：０．１０〜０．６０％、Ｎｉ：０．１０〜１．０％、Ｃｒ：０．１０〜０．８０％、Ｖ：０．０２〜０．１０％、Ｗ：０．０５〜０．５０％のうちから選んだ１種または２種以上を含有することを特徴とする１記載の高靭性大入熱溶接用鋼。
３．質量％で、さらに、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％、Ｚｒ：０．００１〜０．０２％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０２％のうちから選んだ１種または２種以上を含有することを特徴とする、１または２記載の高靭性大入熱溶接用鋼。
４．１〜３のいずれか一つに記載の成分組成を有する鋼素材を、９５０℃〜１２５０℃に加熱後、オーステナイト未再結晶温度域での累積圧下率：５０％以上、圧延終了温度：６８０〜８００℃の条件で熱間圧延を施し、その後１．０℃／ｓ以上の冷却速度で５８０℃以下まで冷却することを特徴とする高靭性大入熱溶接用鋼の製造方法。
１．質量％で
Ｃ：０．００１〜０．０１５％
Ｓｉ：０．０１〜０．８０％
Ｍｎ：１．０〜２．０％
Ｐ：０．０２０％以下
Ｓ：０．００５０％以下
Ａｌ：０．００５〜０．１０％
Ｍｏ：０．３０〜１．５％
Ｂ：０．０００３〜０．００５０％
Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％
Ｎ：０．００１０〜０．００６０％
Ｎｂ：０．０１０〜０．０５０％
を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、溶接熱影響部最軟化領域のベイナイト分率が８０％以上であることを特徴とする高靭性大入熱溶接用鋼。
２．質量％で、さらに、Ｃｕ：０．１０〜０．６０％、Ｎｉ：０．１０〜１．０％、Ｃｒ：０．１０〜０．８０％、Ｖ：０．０２〜０．１０％、Ｗ：０．０５〜０．５０％のうちから選んだ１種または２種以上を含有することを特徴とする１記載の高靭性大入熱溶接用鋼。
３．質量％で、さらに、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％、Ｚｒ：０．００１〜０．０２％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０２％のうちから選んだ１種または２種以上を含有することを特徴とする、１または２記載の高靭性大入熱溶接用鋼。
４．１〜３のいずれか一つに記載の成分組成を有する鋼素材を、９５０℃〜１２５０℃に加熱後、オーステナイト未再結晶温度域での累積圧下率：５０％以上、圧延終了温度：６８０〜８００℃の条件で熱間圧延を施し、その後１．０℃／ｓ以上の冷却速度で５８０℃以下まで冷却することを特徴とする高靭性大入熱溶接用鋼の製造方法。
本発明によれば、サブマージアーク溶接、エレクトロガス溶接、エレクトロスラグ溶接などの入熱量が３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接で優れた溶接熱影響部の強度・靭性バランスを有する、引張強さが５９０Ｎ／ｍｍ２以上でｖＴｒｓが−４５℃以下である鋼が得られ、特に、ＨＡＺ軟化を効果的に抑制して、高ＨＡＺ強度を安定的に確保することができるので、産業上極めて有用である。
以下の説明において％は質量％とする。
Ｃ：０．００１〜０．０１５％
母材およびＨＡＺ組織をＭＡのほとんど認められないベイナイト組織として優れた靱性を確保するためには、Ｃ含有量を０．０１５％以下に抑制する必要がある。また、Ｃを０．００１％未満まで低減することは製鋼の生産性の著しい低下を招くので、０．００１〜０．０１５％とする。好ましくは、０．００１〜０．０１２％である。
Ｃ：０．００１〜０．０１５％
母材およびＨＡＺ組織をＭＡのほとんど認められないベイナイト組織として優れた靱性を確保するためには、Ｃ含有量を０．０１５％以下に抑制する必要がある。また、Ｃを０．００１％未満まで低減することは製鋼の生産性の著しい低下を招くので、０．００１〜０．０１５％とする。好ましくは、０．００１〜０．０１２％である。
Ｓｉ：０．０１〜０．８０％
Ｓｉは、固溶強化によって鋼の強度を上昇させる元素であり、５９０ＭＰａ以上の引張強さを確保するために、０．０１％以上を添加する。しかしながら、０．８０％を超えて含有させると、溶接性を損ない、また母材およびＨＡＺ靭性が低下するなどの悪影響が生じるため、０．０１〜０．８０％とする。
Ｓｉは、固溶強化によって鋼の強度を上昇させる元素であり、５９０ＭＰａ以上の引張強さを確保するために、０．０１％以上を添加する。しかしながら、０．８０％を超えて含有させると、溶接性を損ない、また母材およびＨＡＺ靭性が低下するなどの悪影響が生じるため、０．０１〜０．８０％とする。
Ｍｎ：１．０〜２．０％
Ｍｎは極低炭素域での鋼のフェライト変態を抑制し、鋼材の組織をベイナイト化することで強度を増大させる効果を有している。溶接入熱が３５０ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接時においても、ＨＡＺのフェライト変態を抑制し、ベイナイト単相組織とするため、１．０％以上のＭｎ含有を必要とする。一方、２．０％を超えて含有すると、母材およびＨＡＺ靭性が低下するため、１．０〜２．０％とする。
Ｍｎは極低炭素域での鋼のフェライト変態を抑制し、鋼材の組織をベイナイト化することで強度を増大させる効果を有している。溶接入熱が３５０ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接時においても、ＨＡＺのフェライト変態を抑制し、ベイナイト単相組織とするため、１．０％以上のＭｎ含有を必要とする。一方、２．０％を超えて含有すると、母材およびＨＡＺ靭性が低下するため、１．０〜２．０％とする。
Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００５０％以下
ＰとＳは、不可避的に混入する不純物元素である。 Ｐは、Ｆｅの結晶粒界に偏析してＦｅ原子間の結合力を弱め、Ｆｅの低温域での脆性破壊を助長して、０．０２０％を超えての含有は、母材の靭性を著しく低下させるので０．０２０％以下とする。Ｓは、Ｐと同様に粒界偏析し、また硫化物の生成が母材の靭性を低下させ、０．００５０％を超えての含有は母材の靭性を著しく低下させるので０．００５０％以下とする。好ましくは、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００４０％以下である。
ＰとＳは、不可避的に混入する不純物元素である。 Ｐは、Ｆｅの結晶粒界に偏析してＦｅ原子間の結合力を弱め、Ｆｅの低温域での脆性破壊を助長して、０．０２０％を超えての含有は、母材の靭性を著しく低下させるので０．０２０％以下とする。Ｓは、Ｐと同様に粒界偏析し、また硫化物の生成が母材の靭性を低下させ、０．００５０％を超えての含有は母材の靭性を著しく低下させるので０．００５０％以下とする。好ましくは、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００４０％以下である。
Ｍｏ：０．３０〜１．５％
Ｍｏは、鋼組織のベイナイト化を促進し、大入熱溶接によるベイナイトの回復・再結晶を抑制する作用を有するので、母材およびＨＡＺ組織をベイナイト化する本発明鋼では必須の元素である。
Ｍｏは、鋼組織のベイナイト化を促進し、大入熱溶接によるベイナイトの回復・再結晶を抑制する作用を有するので、母材およびＨＡＺ組織をベイナイト化する本発明鋼では必須の元素である。
溶接熱影響部（ＨＡＺ）最軟化領域におけるベイナイト分率を８０％以上としてＨＡＺ軟化を抑制し、高ＨＡＺ強度を安定的に確保するため、Ｍｏは０．３０％以上とし、一方、１．５％を超えると効果が飽和するようになるため、０．３０〜１．５％の範囲とする。
本発明において、「溶接熱影響部（ＨＡＺ）最軟化領域」とは、入熱量が３００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接（たとえば、入熱量が３５０〜４００ｋＪ／ｃｍのエレクトロガス溶接（ＥＧＷ））によって継手を作製した後、板厚の１／２位置において溶接金属からＨＡＺを含んで母材に向かって１ｍｍピッチでヴィッカース硬さ（荷重：９８Ｎ）を測定した際のＨＡＺ硬さが最小となる領域（ＨＡＺ硬さが最小の位置から±０．５ｍｍの領域）である。
また、「高ＨＡＺ強度」とは、母材に対してＨＡＺの軟化が小さい場合をさすが、本発明においては、特に、板厚の１／２位置において溶接金属中心から左右の母材に向かってＨＡＺを含んで１ｍｍピッチで荷重：９８Ｎで行い、得られた硬さ分布から求まる、ΔＨＶ＝（母材平均硬さ）−（ＨＡＺ硬さ最小値）が、１５以下である場合と定義する。ここで、母材平均硬さとは、前述の硬さ分布において、母材部の３点以上の硬さの平均値とする。
Ａｌ：０．００５〜０．１０％
Ａｌは、溶鋼の脱酸剤として作用する元素であり、十分な脱酸効果を得るためには０．００５％以上の添加を必要とする。しかしながら、０．１０％を超えると鋼の清浄度が低下し、母材およびＨＡＺ靭性が低下するようになるため、０．００５〜０．１０％とする。
Ａｌは、溶鋼の脱酸剤として作用する元素であり、十分な脱酸効果を得るためには０．００５％以上の添加を必要とする。しかしながら、０．１０％を超えると鋼の清浄度が低下し、母材およびＨＡＺ靭性が低下するようになるため、０．００５〜０．１０％とする。
Ｂ：０．０００３〜０．００５０％
Ｂは、フェライト変態を抑制し、組織をベイナイト化する作用を有する。この効果は、０．０００３％以上の含有で発現するが、０．００５０％を超えると効果が飽和し、冷却中のＢＮの析出によって逆にフェライト変態を促進してＨＡＺ強度が低下する場合があるので、Ｂの含有量は０．０００３〜０．００５０％とする。
Ｂは、フェライト変態を抑制し、組織をベイナイト化する作用を有する。この効果は、０．０００３％以上の含有で発現するが、０．００５０％を超えると効果が飽和し、冷却中のＢＮの析出によって逆にフェライト変態を促進してＨＡＺ強度が低下する場合があるので、Ｂの含有量は０．０００３〜０．００５０％とする。
Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％
Ｔｉは、鋼中に微細なＴｉＮとして分散し、大入熱溶接時のＨＡＺのオーステナイト粒成長をピンニング効果によって抑制し、靭性を向上させる作用を有する。また、鋼中のＮをＴｉＮとして固定することにより、ＢＮの析出を抑制し、前述のＢの作用を促進する効果がある。
Ｔｉは、鋼中に微細なＴｉＮとして分散し、大入熱溶接時のＨＡＺのオーステナイト粒成長をピンニング効果によって抑制し、靭性を向上させる作用を有する。また、鋼中のＮをＴｉＮとして固定することにより、ＢＮの析出を抑制し、前述のＢの作用を促進する効果がある。
このような効果を得るためには、０．００５％以上必要とするが、０．０５０％を超えるとＴｉＮの粗大化により靭性が低下するようになるため、Ｔｉの含有量を０．００５〜０．０５０％とする。
Ｎ：０．００１０〜０．００６０％
Ｎは、製鋼過程において鋼中に不可避的に混入する元素であるが、鋼中に固溶元素として多量に存在すると、靭性を著しく低下させる。一方、Ｔｉと結合してＴｉＮを形成すると、オーステナイト粒のピンニング効果によってＨＡＺ組織を微細化することができる。十分な量のＴｉＮを形成するためには、０．００１０％以上の含有が必要であるが、０．００６０％を超えると靭性の低下を招くようになるため、０．００１０〜０．００６０％とする。
Ｎは、製鋼過程において鋼中に不可避的に混入する元素であるが、鋼中に固溶元素として多量に存在すると、靭性を著しく低下させる。一方、Ｔｉと結合してＴｉＮを形成すると、オーステナイト粒のピンニング効果によってＨＡＺ組織を微細化することができる。十分な量のＴｉＮを形成するためには、０．００１０％以上の含有が必要であるが、０．００６０％を超えると靭性の低下を招くようになるため、０．００１０〜０．００６０％とする。
Ｎｂ：０．０１０〜０．０５０％
Ｎｂは、ＭｎやＭｏと同様に、極低炭素域での鋼材の組織をベイナイト単相組織とする。また、大入熱溶接ＨＡＺにおけるベイナイトの回復・再結晶を抑制し、ＨＡＺ最軟化領域におけるベイナイト分率を８０％以上としてＨＡＺ軟化を抑制し高ＨＡＺ強度が安定的に得られるように作用する。このような効果を得るため、０．０１０％以上のＮｂ添加が必要である。しかし、Ｎｂ含有量が過剰の場合には、大入熱溶接時の冷却過程でＮｂ（Ｃ，Ｎ）が析出し、靭性低下を生じる。このため、０．０５０％以下とする。
Ｎｂは、ＭｎやＭｏと同様に、極低炭素域での鋼材の組織をベイナイト単相組織とする。また、大入熱溶接ＨＡＺにおけるベイナイトの回復・再結晶を抑制し、ＨＡＺ最軟化領域におけるベイナイト分率を８０％以上としてＨＡＺ軟化を抑制し高ＨＡＺ強度が安定的に得られるように作用する。このような効果を得るため、０．０１０％以上のＮｂ添加が必要である。しかし、Ｎｂ含有量が過剰の場合には、大入熱溶接時の冷却過程でＮｂ（Ｃ，Ｎ）が析出し、靭性低下を生じる。このため、０．０５０％以下とする。
本発明においては、ＭｏおよびＮｂを上述のように適正量添加することが重要であり、これにより、ＨＡＺ軟化が効果的に抑制されるので、従来であればＨＡＺ軟化が発生するような領域においても所定の強度が確保できる、すなわち、高ＨＡＺ強度を安定的を得ることができるのである。
以上が本発明の基本成分組成であるが、更に特性を向上させるため、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｗ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭのうちから選んだ１種または２種以上を添加させることが可能である。
Ｃｕ：０．１０〜０．６０％、Ｎｉ：０．１０〜１．０％、Ｃｒ：０．１０〜０．８０％、Ｖ：０．０２〜０．１０％、Ｗ：０．０５〜０．５０％のうちから選んだ１種または２種以上
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｗはいずれも、主に固溶強化によって鋼の強度を上昇させる元素である。しかしながら、含有量がそれぞれ下限に満たないとその効果が十分でなく、一方、上限を超えると溶接性が低下し、また合金添加コストが増加するようになるので、添加する場合は、それぞれ上記の範囲とすることが好ましい。
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｗはいずれも、主に固溶強化によって鋼の強度を上昇させる元素である。しかしながら、含有量がそれぞれ下限に満たないとその効果が十分でなく、一方、上限を超えると溶接性が低下し、また合金添加コストが増加するようになるので、添加する場合は、それぞれ上記の範囲とすることが好ましい。
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％、Ｚｒ：０．００１〜０．０２％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０２％のうちから選んだ１種または２種以上
Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭはいずれも、酸化物、硫化物を形成して鋼中に分散し、ピンニング効果によって大入熱溶接ＨＡＺのオーステナイト粒径を微細化し、靭性向上に寄与する。しかしながら、含有量がそれぞれ下限に満たないとその効果が乏しく、一方、上限を超えると粗大な酸化物、硫化物が増加し、靭性を低下させるようになるので、添加する場合は、それぞれ上記の範囲とすることが好ましい。
Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭはいずれも、酸化物、硫化物を形成して鋼中に分散し、ピンニング効果によって大入熱溶接ＨＡＺのオーステナイト粒径を微細化し、靭性向上に寄与する。しかしながら、含有量がそれぞれ下限に満たないとその効果が乏しく、一方、上限を超えると粗大な酸化物、硫化物が増加し、靭性を低下させるようになるので、添加する場合は、それぞれ上記の範囲とすることが好ましい。
溶接熱影響部最軟化領域のベイナイト分率が８０％以上
本発明では、溶接熱影響部最軟化領域のベイナイト分率を８０％以上と規定する。本発明において、「溶接熱影響部（ＨＡＺ）最軟化領域」とは、入熱量が３００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接（たとえば、入熱量が３５０〜４００ｋＪ／ｃｍのエレクトロガス溶接（ＥＧＷ））によって継手を作製した後、板厚の１／２位置において溶接金属からＨＡＺを含んで母材に向かって１ｍｍピッチでヴィッカース硬さ（荷重：９８Ｎ）を測定した際のＨＡＺ硬さが最小となる領域（ＨＡＺ硬さが最小の位置から±０．５ｍｍの領域）である。この「溶接熱影響部最軟化領域」の鋼組織を光学顕微鏡観察を行い、合計５視野の組織写真を画像解析して再結晶フェライトの面積分率を測定し、これを全体（１００％）から差し引くことによって求められる値とする。溶接熱影響部最軟化領域のベイナイト分率が８０％未満の場合、軟質な再結晶フェライトの生成により、母材平均硬さとＨＡＺ硬さ最小値の差（ΔＨＶ）が１５を上回り、ＨＡＺ強度が不安定となる。
本発明では、溶接熱影響部最軟化領域のベイナイト分率を８０％以上と規定する。本発明において、「溶接熱影響部（ＨＡＺ）最軟化領域」とは、入熱量が３００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接（たとえば、入熱量が３５０〜４００ｋＪ／ｃｍのエレクトロガス溶接（ＥＧＷ））によって継手を作製した後、板厚の１／２位置において溶接金属からＨＡＺを含んで母材に向かって１ｍｍピッチでヴィッカース硬さ（荷重：９８Ｎ）を測定した際のＨＡＺ硬さが最小となる領域（ＨＡＺ硬さが最小の位置から±０．５ｍｍの領域）である。この「溶接熱影響部最軟化領域」の鋼組織を光学顕微鏡観察を行い、合計５視野の組織写真を画像解析して再結晶フェライトの面積分率を測定し、これを全体（１００％）から差し引くことによって求められる値とする。溶接熱影響部最軟化領域のベイナイト分率が８０％未満の場合、軟質な再結晶フェライトの生成により、母材平均硬さとＨＡＺ硬さ最小値の差（ΔＨＶ）が１５を上回り、ＨＡＺ強度が不安定となる。
溶接熱影響部最軟化領域のベイナイト分率を８０％以上とするためには、溶接入熱による母材のベイナイトの回復・再結晶を抑制することが必要であり、上述したように、ＮｂとＭｏをそれぞれ０．０１０％以上、０．３０％以上含有することが有効である。これにより、母材平均硬さとＨＡＺ硬さ最小値の差（ΔＨＶ）が１５以下の、「高ＨＡＺ強度」が安定して達成される。
なお、上述の溶接熱影響部最軟化領域のベイナイト分率の測定に当たっては、再結晶フェライト粒の面積分率を全体から差し引くことによって求めている。ここで、ベイナイトおよび再結晶フェライト以外の組織としては、マルテンサイト、島状マルテンサイト（ＭＡ）、パーライトなど生成する可能性があるもののこれらの組織はベイナイトと同等かそれ以上の硬さ（すなわち強度）を有するので、便宜上、これらの組織分率もベイナイト分率に含めて溶接熱影響部最軟化領域の組織分率を判断してかまわない。
次に本発明の製造条件について説明する。上記成分組成に調整した鋼素材を製造し、加熱後、熱間圧延し、その後、冷却する。鋼素材の製造方法は特に限定されるものではなく、例えば、転炉で溶製させた溶鋼を連続鋳造してスラブを製造することができる。なお、以下の温度は特に記載しない限り鋼板の板厚方向の平均温度を表す。板厚方向の平均温度は、板厚、表面温度および冷却条件などから、シミュレーション計算により求められる。
加熱温度：９５０〜１２５０℃
圧延前の組織を均一な整粒オーステナイト組織にするためには、９５０℃以上の温度に加熱する必要があるが、加熱温度が１２５０℃を超えると組織が著しく粗大化し、最終的に得られる鋼組織も粗大化して靭性が低下するため、加熱温度は９５０〜１２５０℃とする。
圧延前の組織を均一な整粒オーステナイト組織にするためには、９５０℃以上の温度に加熱する必要があるが、加熱温度が１２５０℃を超えると組織が著しく粗大化し、最終的に得られる鋼組織も粗大化して靭性が低下するため、加熱温度は９５０〜１２５０℃とする。
オーステナイト未再結晶温度域での累積圧下率：５０％以上
オーステナイト未再結晶温度域における圧下量を増加させると、オーステナイト粒から変態するベイナイトのパケットサイズが微細化され、ベイナイト組織の靭性が向上する。
オーステナイト未再結晶温度域における圧下量を増加させると、オーステナイト粒から変態するベイナイトのパケットサイズが微細化され、ベイナイト組織の靭性が向上する。
また、オーステナイト未再結晶温度域における圧下量の増加は、オーステナイト粒内に蓄積される転位の密度を増加させる。これにより、転位の一部が変態後のベイナイト組織に受け継がれ、さらに強度を増加させる。このような効果は、９５０℃以下のオーステナイト未再結晶温度域における累積圧下量が大きくほど顕著となるため、５０％以上とする。
圧延終了温度：６８０〜８３０℃
圧延終了温度を低下させると、再結晶微細オーステナイト粒からの変態によるベイナイト組織の微細化およびベイナイト組織の高転位密度化の効果によって鋼材の強度・靭性が向上する。しかし、圧延終了温度を６８０℃未満にまで低下させると、圧延中にオーステナイト→フェライト変態が開始し、生成したフェライトが加工される結果、靭性の低下や異方性の増大といった問題が生じる。一方、圧延終了温度は８３０℃を超えると、上記効果が得がたくなる。よって、圧延終了温度は６８０〜８３０℃とする。
圧延終了温度を低下させると、再結晶微細オーステナイト粒からの変態によるベイナイト組織の微細化およびベイナイト組織の高転位密度化の効果によって鋼材の強度・靭性が向上する。しかし、圧延終了温度を６８０℃未満にまで低下させると、圧延中にオーステナイト→フェライト変態が開始し、生成したフェライトが加工される結果、靭性の低下や異方性の増大といった問題が生じる。一方、圧延終了温度は８３０℃を超えると、上記効果が得がたくなる。よって、圧延終了温度は６８０〜８３０℃とする。
圧延後の冷却速度：１．０℃／ｓ以上
引張強さが５９０Ｎ／ｍｍ２以上の母材の強度を確保するため、圧延後に加速冷却プロセスを適用し、１．０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する。１．０℃／ｓ未満であると、ベイナイト変態が不十分となり、母材の強度が低下する。
引張強さが５９０Ｎ／ｍｍ２以上の母材の強度を確保するため、圧延後に加速冷却プロセスを適用し、１．０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する。１．０℃／ｓ未満であると、ベイナイト変態が不十分となり、母材の強度が低下する。
冷却停止温度：５８０℃以下
冷却停止温度が５８０℃を超えると、未変態オーステナイトに合金元素の濃化が生じて、硬化相が生成しやすくなり、靭性が低下するようになるため、冷却停止温度は５８０℃以下とする。
冷却停止温度が５８０℃を超えると、未変態オーステナイトに合金元素の濃化が生じて、硬化相が生成しやすくなり、靭性が低下するようになるため、冷却停止温度は５８０℃以下とする。
本発明では、冷却後、さらに焼戻し処理を施してもよい。焼戻し処理は、冷却時に生成したベイナイトの強度・靭性の調整およびベイナイトラス間に生成したＭＡを分解して靭性を向上させるために施すものであるが、最高加熱温度が５００℃に満たないと上記の効果が十分でなく、一方６５０℃を超えると強度が著しく低下するようになるので、焼戻し処理を実施する場合には、焼戻し温度を５００〜６５０℃とすることが好ましい。
表１に示す種々の成分組成になる溶鋼を、転炉で溶製し、連続鋳造法でスラブ（板厚３００ｍｍ）とした後、表２に示す条件で、加熱処理、圧延処理および冷却処理を施して、板厚：５０〜６０ｍｍの厚鋼板とした。得られた厚鋼板の引張特性、母材靭性および溶接熱影響部の強度および靭性を以下に述べる方法で評価した。尚、ＨＡＺ最軟化領域のベイナイト分率は前述の方法で求めた。
（１）引張特性
各厚鋼板の板厚中心部から、平行部１４φ×８５ｍｍ、標点間距離７０ｍｍの丸棒引張試験片を試験片長手方向が板幅方向と一致するように採取して引張試験を実施し、降伏強度（０．２％耐力）と引張強さを測定した。
各厚鋼板の板厚中心部から、平行部１４φ×８５ｍｍ、標点間距離７０ｍｍの丸棒引張試験片を試験片長手方向が板幅方向と一致するように採取して引張試験を実施し、降伏強度（０．２％耐力）と引張強さを測定した。
（２）母材靭性
各厚鋼板の板厚中心部から、２ｍｍＶノッチシャルピー試験片を試験片長手方向が圧延方向と一致するように採取し、母材の脆性破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を求めた。
各厚鋼板の板厚中心部から、２ｍｍＶノッチシャルピー試験片を試験片長手方向が圧延方向と一致するように採取し、母材の脆性破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を求めた。
（３）溶接熱影響部の強度および靭性ならびにベイナイト分率
エレクトロガス溶接（ＥＧＷ）（入熱量：３５０〜４００ｋＪ／ｃｍ）によって継手を作製し、硬さ試験片、継手シャルピー試験片を採取した。ヴィッカース硬さ試験を、板厚の１／２位置において溶接金属中心から母材に向かってＨＡＺを含むように１ｍｍピッチで荷重：９８Ｎで行い、硬さ分布を測定し、ΔＨＶ（＝（母材平均硬さ）−（ＨＡＺ硬さ最小値））を求めた。また、同じ試験片の硬さ分布を測定した面をさらに研磨してからナイタール腐食して、溶接熱影響部最軟化領域について光学顕微鏡観察（倍率：２００倍）を実施し、５視野について再結晶フェライトの面積分率を画像解析により求めて、これを１００％から差し引くことにより、溶接熱影響部最軟化領域のベイナイト分率を求めた。
エレクトロガス溶接（ＥＧＷ）（入熱量：３５０〜４００ｋＪ／ｃｍ）によって継手を作製し、硬さ試験片、継手シャルピー試験片を採取した。ヴィッカース硬さ試験を、板厚の１／２位置において溶接金属中心から母材に向かってＨＡＺを含むように１ｍｍピッチで荷重：９８Ｎで行い、硬さ分布を測定し、ΔＨＶ（＝（母材平均硬さ）−（ＨＡＺ硬さ最小値））を求めた。また、同じ試験片の硬さ分布を測定した面をさらに研磨してからナイタール腐食して、溶接熱影響部最軟化領域について光学顕微鏡観察（倍率：２００倍）を実施し、５視野について再結晶フェライトの面積分率を画像解析により求めて、これを１００％から差し引くことにより、溶接熱影響部最軟化領域のベイナイト分率を求めた。
ＨＡＺ靭性は、シャルピー衝撃試験をボンド部から１ｍｍの箇所にノッチを入れたシャルピー試験片を用いて、試験温度‐２０℃において行い、３本の吸収エネルギー（ｖＥ−２０）の平均値により評価した。
表３にこれらの試験結果を示す（表２、３の鋼材Ｎｏ．は共通で同じ鋼材を指す）。本発明例であるＮｏ．１〜９ではいずれも引張強さが５９０Ｎ／ｍｍ２以上で脆性破面遷移温度も‐４５℃以下と優れた母材特性を有していることが確認された。また、本発明鋼は、溶接熱影響部のシャルピー衝撃吸収エネルギー値（試験温度‐２０℃、３回の平均値）が１００Ｊ以上で、なおかつΔＨＶ≦１５であり、優れたＨＡＺ靭性と高ＨＡＺ強度を安定的に確保している。一方、化学成分や製造条件の少なくとも１つが本発明範囲を外れる比較例であるＮｏ．１０〜２４は、母材強度：引張強さが５９０Ｎ／ｍｍ２以上、母材靭性：ｖＴｒｓ≦−４５℃、ＨＡＺ靭性：ｖＥ−２０≧１００Ｊ（３本平均値）、高ＨＡＺ強度：ΔＨＶ≦１５、のうち少なくとも１つが達成されなかった。
２．大入熱溶接を施した際のＨＡＺ軟化は、ベイナイトの回復・再結晶現象に起因するもので、回復・再結晶抑制効果の大きなＮｂとＭｏをそれぞれ０．０１０％、０．３０％以上含有することにより、ＨＡＺ軟化を効果的に抑制することができ、高ＨＡＺ強度を安定的に確保することができる。
本発明においては、ＭｏおよびＮｂを上述のように適正量添加することが重要であり、これにより、ＨＡＺ軟化が効果的に抑制されるので、従来であればＨＡＺ軟化が発生するような領域においても所定の強度が確保できる、すなわち、高ＨＡＺ強度を安定的に得ることができるのである。
Claims (4)
- 質量％で、
Ｃ：０．００１〜０．０１５％
Ｓｉ：０．０１〜０．８０％
Ｍｎ：１．０〜２．０％
Ｐ：０．０２０％以下
Ｓ：０．００５０％以下
Ａｌ：０．００５〜０．１０％
Ｍｏ：０．３０〜１．５％
Ｂ：０．０００３〜０．００５０％
Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％
Ｎ：０．００１０〜０．００６０％
Ｎｂ：０．０１０〜０．０５０％
を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、溶接熱影響部最軟化領域のベイナイト分率が８０％以上であることを特徴とする高靭性大入熱溶接用鋼。 - 質量％で、さらに、Ｃｕ：０．１０〜０．６０％、Ｎｉ：０．１０〜１．０％、Ｃｒ：０．１０〜０．８０％、Ｖ：０．０２〜０．１０％、Ｗ：０．０５〜０．５０％のうちから選んだ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記載の高靭性大入熱溶接用鋼。
- 質量％で、さらに、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％、Ｚｒ：０．００１〜０．０２％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０２％のうちから選んだ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または請求項２記載の高靭性大入熱溶接用鋼。
- 請求項１〜３のいずれか一つに記載の成分組成を有する鋼素材を、９５０℃〜１２５０℃に加熱後、オーステナイト未再結晶温度域での累積圧下率：５０％以上、圧延終了温度：６８０〜８３０℃の条件で熱間圧延を施し、その後１．０℃／ｓ以上の冷却速度で５８０℃以下まで冷却することを特徴とする高靭性大入熱溶接用鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2011188575A JP2013049894A (ja) | 2011-08-31 | 2011-08-31 | 高靭性大入熱溶接用鋼およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2011188575A JP2013049894A (ja) | 2011-08-31 | 2011-08-31 | 高靭性大入熱溶接用鋼およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2013049894A true JP2013049894A (ja) | 2013-03-14 |
Family
ID=48012154
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2011188575A Withdrawn JP2013049894A (ja) | 2011-08-31 | 2011-08-31 | 高靭性大入熱溶接用鋼およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2013049894A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN103215513A (zh) * | 2013-04-25 | 2013-07-24 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种抗腐蚀集输管线管及其制造方法 |
| CN113046649A (zh) * | 2021-03-10 | 2021-06-29 | 南京钢铁股份有限公司 | 一种大线能量焊接船体结构用钢及其制造方法 |
| CN113046639A (zh) * | 2021-03-11 | 2021-06-29 | 南京钢铁股份有限公司 | 一种460MPa级热轧态船体结构用钢及其制造方法 |
| CN113106336A (zh) * | 2021-03-17 | 2021-07-13 | 唐山钢铁集团有限责任公司 | 一种降低激光焊接头软化程度的超高强双相钢及生产方法 |
-
2011
- 2011-08-31 JP JP2011188575A patent/JP2013049894A/ja not_active Withdrawn
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN103215513A (zh) * | 2013-04-25 | 2013-07-24 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种抗腐蚀集输管线管及其制造方法 |
| CN113046649A (zh) * | 2021-03-10 | 2021-06-29 | 南京钢铁股份有限公司 | 一种大线能量焊接船体结构用钢及其制造方法 |
| CN113046639A (zh) * | 2021-03-11 | 2021-06-29 | 南京钢铁股份有限公司 | 一种460MPa级热轧态船体结构用钢及其制造方法 |
| CN113106336A (zh) * | 2021-03-17 | 2021-07-13 | 唐山钢铁集团有限责任公司 | 一种降低激光焊接头软化程度的超高强双相钢及生产方法 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR101386042B1 (ko) | 대입열 용접용 강재 | |
| JP5950045B2 (ja) | 鋼板およびその製造方法 | |
| JP5924058B2 (ja) | 溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板およびその製造方法 | |
| JP5076658B2 (ja) | 大入熱溶接用鋼材 | |
| JP2012184500A (ja) | 溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板およびその製造方法 | |
| JP2010280976A (ja) | 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およびその製造方法 | |
| JP2010229453A (ja) | １層大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた高強度厚鋼板およびその製造方法 | |
| JPWO2014175122A1 (ja) | Ｈ形鋼及びその製造方法 | |
| JP5136156B2 (ja) | 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およびその製造方法 | |
| JP5151693B2 (ja) | 高張力鋼の製造方法 | |
| JP2007321228A (ja) | Ｈａｚ靱性に優れ、溶接後熱処理による強度低下が小さい鋼板 | |
| JP2013049894A (ja) | 高靭性大入熱溶接用鋼およびその製造方法 | |
| JP5821929B2 (ja) | 材質安定性および溶接性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP2005068478A (ja) | 超大入熱溶接熱影響部靱性に優れた低降伏比高張力厚鋼板の製造方法 | |
| KR101320220B1 (ko) | 후강판 | |
| JP5920542B2 (ja) | 溶接継手 | |
| JP2009235549A (ja) | 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 | |
| JP2012188749A (ja) | 多パス溶接部の靭性に優れた厚鋼板および多パス溶接継手 | |
| JP2007138203A (ja) | 溶接性に優れた高張力厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP2005097694A (ja) | 脆性亀裂伝播停止性能に優れた非調質高強度厚鋼板の製造方法 | |
| JP2005097683A (ja) | 脆性亀裂伝播停止特性および超大入熱溶接熱影響部靱性に優れた高張力厚鋼板の製造方法 | |
| JP2009242852A (ja) | 大入熱溶接用鋼材 | |
| JP5493658B2 (ja) | 大入熱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。 | |
| JP6226163B2 (ja) | 溶接熱影響部の低温靭性に優れる高張力鋼板とその製造方法 | |
| JP6237681B2 (ja) | 溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力鋼板 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20141104 |