JP3476999B2 - 溶接熱影響部靭性の優れた鋼板 - Google Patents
溶接熱影響部靭性の優れた鋼板Info
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Description
at Affected zone:HAZ)靭性の優
れた鋼板であり、建築、橋梁、造船、ラインパイプ、建
設機械、海洋構造物、タンクなどの各種溶接構造物に用
いられる。
線に近づくほど溶接時の加熱温度は高くなり、特に溶融
線近傍の1400℃以上に加熱される領域では加熱オー
ステナイト(γ)が著しく粗大化してしまうため、冷却
後のHAZ組織が粗大化して靭性が劣化してしまう。鋼
の加熱γ粒を細粒化する方法として、「鉄と鋼」第62
年(1976)第9号p.1209−p.1218「低
炭素・低合金鋼のオーステナイト粒度に及ぼすTiNの
分散状態の影響」に記載されているように、TiNなど
の高温で安定な析出物を鋼中に微細分散させてγ粒の成
長をピンニングすることは一般に広く知られている。し
かしながら、各種の炭化物・窒化物の中で鋼中で最も高
い温度までピンニング効果があるとされるTiNでも、
その溶解度積から判断されるように1400℃以上の高
温ではTiNの粗大化・溶解によってその効果の大部分
を失う。
00℃を超えて加熱される領域でのγ粒成長抑制の手段
は従来なく、この領域でのHAZ脆化が大きな問題であ
った。このような問題点を解決する手段として、特開昭
60−245768号公報、特開昭60−152626
号公報、特開昭63−210235号公報、特開平2−
250917号公報などは、粗大γ粒内に粒内変態フェ
ライト(lntraGranuler Ferrit
e:IGF)を積極的に生成させることでHAZ靭性の
向上をはかってきた。このような場合、γ粒界からは粒
界フェライト(Grain Bundary Ferr
ite:GBF)や粗大なフェライトサイドプレート
(Ferrite Side Plate:FSP)が
粗大に生成しやすいため、これらの脆化組織とIGFと
の生成が競合する。
めにはγ粒界の焼入性を高めることが必要であるが、過
度に焼入性を高めると島状マルテンサイトを含有する粗
大な上部ベイナイト(Upper Bainite:B
U)が生成しHAZ靭性が劣化してしまう。一方で母材
の機械的性質の観点からも焼入性は考慮されなければな
らない。従って、両者を十分に満足する化学成分を選定
することは困難でありHAZ高靭化にも限界があった。
そこで、広範な溶接条件および母材材質(強度レベル)
において良好なHAZ靭性を有する鋼板が求められてい
た。
条件において良好なHAZ靭性を有する引張強度が40
0MPa以上の鋼板を提供することである。
で C :0.02〜0.20%、 Si :0.4%以下、 Mn :0.5〜2.0%、 P:0.015%以下 S :0.006%以下、 Al :0.03%以下、 Ti :0.005〜0.03%、 Mg :0.0005〜0.005%、 O :0.002〜0.006%、 を含有し、さらに必要に応じて、 Cu :l.5%以下、 Ni :l.5%以下、 Cr :0.5%以下、 Mo :0.5%以下、 Nb :0.05%以下、 V :0.05%以下、 Ca :0.005%以下、 REM:0.005%以下、 B :0.0015%以下、 N :0.001〜0.005%、 の内の一種以上を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物
からなる鋼板中に、0.5μm以上5μm以下の大きさ
でTiとMgの含有量の和が15重量%以上であるTi
−Mg系酸化物が30個/mm2以上存在し、同時に
0.05μm以上0.5μm未満の大きさの酸化物が5
000個/mm2以上存在することを特徴とする溶接熱
影響部靭性の優れた鋼板である。
おいて良好なHAZ靭性を達成するためには、HAZ組
織を十分に微細化することが基本的な考え方である。H
AZ組織微細化のためには、(1)加熱γ細粒化によっ
てGBFやFSPのサイズを小さくすること、(2)I
GF分率を高めること、が必要である。(1)の達成に
は1400℃以上でも安定な酸化物を微細分散すること
によって加熱γ粒をピンニングすることが、(2)の達
成にはIGFの生成核となる酸化物を増加させるととも
にその核生成能を高めることが望まれる。発明者らは酸
化物の分散状態・組成とHAZにおける加熱γ粒径およ
びIGF分率との関係について定量的に検討し、HAZ
組織微細化に関して以下の新しい知見を得た。
物個数の影響を示す図である。図1に示すように、0.
05〜0.5μmの酸化物が5000個/mm2以上の
ときにγ細粒化は顕著となり平均γ粒径がl50μm以
下となる。このようなサイズの酸化物はTi系酸化物が
主体であり、一部にTi−Mg系酸化物が存在する。こ
のようなサイズの酸化物の個数が5000個/mm2未
満であるとHAZの加熱γ粒は細粒化が不十分である。
ぼす1450℃加熱γ粒径の影響を示す図である。γ粒
径がl50μm以下のときにGBFあるいはFSPの細
粒化が顕著となる。
程度であるときのIGF分率に及ぼす酸化物個数および
酸化物組成の影響を示す図である。ここで、IGF生成
核となる酸化物は0.5〜5μmの大きさが大半であ
り、40%以上の高いlGF分率を発現するためには、
0.5〜5μmの大きさの酸化物において、その組成が
TiとMgの含有量の和が15重量%以上で、かつその
個数が30個/mm2以上である必要がある。このサイ
ズのTi−Mg系酸化物において、その組成がTiとM
gの含有量の和か15重量%未満であったり、その個数
が30個/mm2未満であったりすると高いIGF分率
が得られずHAZ組織は微細化しない。
示す図である。0.05〜0.5μmの酸化物および
0.5〜5μmの酸化物ともに、Mg量の増加によって
個数が増加する。Mgによる酸化物微細分散効果は低A
lにおいて顕著であり、Mg量が5ppm以上の場合に
0.05〜0.5μmの酸化物個数が5000個/mm
2以上、0.5〜5μmの酸化物個数が30個/mm2以
上となって、十分なHAZ組織微細化が達成される。M
g量が50ppm程度になるとこれらの効果は飽和す
る。従来鋼(例えば前述した特開昭60−245768
号公報、特開昭60−152626号公報、特開昭63
−210235号公報、特開平2−250917号公報
など)ではIGF生成核となるTi系酸化物は10−2
0個/mm2程度と少ないため150μm程度の細粒な
γではIGFはほとんど生成しなかった。しかしなが
ら、図4に示されるようにTiとMgを複合添加した鋼
ではIGF核として作用するTi−Mg系酸化物の個数
が増加し、図3に示されるように細粒γにおいてもIG
Fが顕著に生成してHAZ組織を微細化することができ
る。
ることにより、鋼中に0.05〜0.5μmの酸化物を
多数分散させて加熱γを細粒化しGBFおよびFSPの
微細化をはかり、同時に、0.5〜5μmのTi−Mg
系酸化物を多数分散させて細粒なγにおいても高いIG
F分率を達成し、広範な溶接条件および母材材質におい
て良好なHAZ靭性を有することが本発明の特徴であ
る。
る。
確保するための最小量である。しかし、Cが多すぎると
母材及びHAZの靭性を低下させるとともに溶接性を劣
化させるのでその上限を0.20%とした。
すぎると溶接性およびHAZ靭性が劣化するため、上限
を0.4%とした。鋼の脱酸はTiだけでも十分可能で
あり、良好なHAZ靭性を得るためには0.3%以下の
Siとするのが望ましい。
するために不可欠であるため下限を0.5%とした。し
かし、Mnが多すぎるとHAZ靭性を劣化させ、スラブ
の中心偏析を助長し、溶接性を劣化させるので上限を
2.0%とした。
をそれぞれ0.15%以下、0.006%以下とした理
由はスラブ中心偏折の軽減などを通じて母材およびHA
Zの機械的性質を改善するためである。Pの低減はHA
Zの粒界破壊を抑制し、Sの低減はMnSの減少を通じ
て母材およびHAZの板厚方向材質を向上させる。好ま
しいP、Sはそれぞれ0.01%以下、0.003%以
下である。
えるとクラスター状の酸化物系介在物が増加し、母材材
質に悪影響を及ぼすため0.03%を上限とした。な
お、脱酸はTiやMgだけでも可能であり、Alは必ず
含まれる必要はない。
織微細化に有効なTi系あるいはTi−Mg系酸化物、
およびTiNを形成するために0.005%以上必要で
ある。本発明では、低温加熱域でより一層の加熱γ細粒
化をはかるため、酸化物に加えてTiNも最大限に活用
し、1350℃以下で強力なピンニング効果を発現させ
る。Tiの上限は過剰のTiCの析出によるHAZ脆化
を防止するためであり、0.03%とした。
えばNi−Mg合金、Fe−Si−Mg合金、Si−M
g合金として低Al鋼へTiと複合的に添加することで
酸化物微細分散効果が発現される。Mg量の下限は、H
AZ組織微細化のために必要な酸化物の最低個数を確保
するため、ならびにIGF生成核である酸化物中のMg
含有量を高めるために5ppmと規定される。一方、M
g量の上限はこれらの効果が飽和する量である。上限を
超えるMg量は合金コストの上昇を伴うだけで好ましく
ない。
を形成するために0.002〜0.003%の範囲が必
須である。下限は十分な量の酸化物を確保するための最
小量であり、上限は鋼の清浄度を確保して機械的性質の
劣化を回避するための最大量である。
V、Ca、REM、B、Nの内の一種以上を添加する理
由について説明する。
影響を及ぼすことなく母材の強度、靭性を向上させる。
各元素の上限は溶接性およびHAZ靭性の劣化を防止す
るためである。
かしその添加量が0.5%を超えると母材靭性、溶接性
およびHAZ靭性を損なう。
の添加量が0.5%を超えると母材靭性、溶接性および
HAZ靭性を損なう。
り、鋼の強度、靭性を向上させる。しかし、その添加量
が0.05%を超えるとHAZ靭性が劣化する。
を超えると溶接性およびHAZ靭性を損なう。
(MnS)の形態を制御して靭性を向上させるためであ
る。しかしながら、これらのそれぞれの添加量が0.0
05%を超えると粗大な酸化物が多量に生成して母材お
よびHAZの靭性を劣化させる。
強度、靭性を向上させる。しかし0.0015%を超え
て添加するとHAZ靭性や溶接性を劣化させる。
せる。下限は十分な量のTiNを確保するための最小量
であり、上限は固溶NによるHAZ脆化を防止するため
の量である。
連続鋳造のタンディッシュあるいはモールドにおいて溶
鋼中にMg合金を添加し、Mg量をはじめ規定の化学成
分を有するスラブを連続鋳造によって造り、これを12
50℃以下に再加熱して制御圧延、加速冷却、焼入、焼
戻などの加工熱処理することで達成される。
鋼板中の酸化物の分散状態および組成を、表3に母材材
質およびHAZ靭性を示す。種々の溶接条件で鋼板を溶
接し、HAZの最脆化部である溶融線(FL)のシャル
ピー衝撃特性を調査した。本発明鋼はTSが450〜8
20MPaでvTrsが−80℃以下である良好な母材
材質を有し、溶接入熱量が30〜1000kJ/cmで
あるFL近傍にて良好なHAZ靭性を有する。一方、比
較鋼は化学成分および酸化物の分散状態・組成が適当で
ないためにHAZ靭性が劣っている。鋼6はTiが少な
いために0.005〜0.5μmのTi系酸化物の個数
が少なくHAZ加熱γ粒の粗大化にともなってGBFや
FSPも粗大化してしまい、さらに0.5〜5μmの酸
化物におけるTiとMgの含有量の和か小さいためにI
GF分率が低く、HAZ靭性が劣化している。鋼7はT
iが多いためl400℃を超えて加熱されるHAZで固
溶したTiが冷却過程でTiCとして析出しHAZを脆
化させる。鋼8はMgが少ないためにピンニング粒子あ
るいはIGF生成核となる酸化物の個数が少なく、HA
Z組織が十分に微細化されずにHAZ靭性が劣化してい
る。このとき、0.5〜5μmの酸化物におけるTiと
Mgの含有量の和が小さいこともIGF分率を低める原
因となっている。鋼9はOが少ないためにピンニングや
IGF生成に必要な酸化物個数が得られず、HAZ組織
が粗大化してHAZ靭性劣化している。鋼10はOが多
いために鋼の清浄度が低下し、破壊の起点となるような
粗大な酸化物が増加してHAZ靭性が劣化している。
材材質において良好なHAZ靭性が達成され、各種の溶
接構造物の安全性が格段に向上した。
5μm酸化物の個数の影響を示す図である。
℃加熱γ粒径の影響を示す図である。
数および組成の影響を示す図である。
である。
Claims (2)
- 【請求項1】 重量%で C :0.02〜0.20%、 Si :0.4%以下、 Mn :0.5〜2.0%、 P :0.015%以下、 S :0.006%以下、 Al :0.03%以下、 Ti :0.005〜0.03%、 Mg :0.0005〜0.005%、 O :0.002〜0.003%、 を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼板中
に、0.5μm以上5μm以下の大きさでTiとMgの
含有量の和が15重量%以上であるTi−Mg系酸化物
が30個/mm2以上存在し、同時に0.05μm以上
0.5μm未満の大きさの酸化物が5000個/mm2
以上存在することを特徴とする溶接熱影響部靭性の優れ
た鋼板。 - 【請求項2】 重量%で C :0.02〜0.20%、 Si :0.4%以下、 Mn :0.5〜2.0%、 P :0.015%以下、 S :0.006%以下、 Al :0.03%以下、 Ti :0.005〜0.03%、 Mg :0.0005〜0.005%、 O :0.002〜0.003%、 を含有し、さらに、 Cu :1.5%以下、 Ni :l.5%以下、 Cr :0.5%以下、 Mo :0.5%以下、 Nb :0.05%以下、 V :0.05%以下、 Ca :0.005%以下、 REM:0.005%以下、 B :0.0015%以下、 N :0.001〜0.005%、 の内の一種以上を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物
からなる鋼板中に、0.5μm以上5μm以下の大きさ
でTiとMgの含有量の和が15重量%以上であるTi
−Mg系酸化物が30個/mm2以上存在し、同時に
0.05μm以上0.5μm未満の大きさの酸化物が5
000個/mm2以上存在することを特徴とする溶接熱
影響部靭性の優れた鋼板。
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CN102191429A (zh) * | 2010-03-11 | 2011-09-21 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种提高厚钢板大线能量焊接性能的方法 |
Families Citing this family (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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JP3802810B2 (ja) * | 1999-10-12 | 2006-07-26 | 新日本製鐵株式会社 | Haz靱性の入熱依存性がない溶接構造物用鋼とその製造方法 |
JP3699657B2 (ja) * | 2000-05-09 | 2005-09-28 | 新日本製鐵株式会社 | 溶接熱影響部のCTOD特性に優れた460MPa以上の降伏強度を有する厚鋼板 |
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BR112014012265B1 (pt) * | 2011-11-25 | 2018-12-18 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | aço para soldagem |
CN114959510B (zh) * | 2021-02-25 | 2023-05-09 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种具有抗回火脆性的高温设备用厚钢板及其制造方法 |
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- 1996-05-21 JP JP14848396A patent/JP3476999B2/ja not_active Expired - Fee Related
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CN102191356A (zh) * | 2010-03-11 | 2011-09-21 | 宝山钢铁股份有限公司 | 大线能量焊接用厚钢板的夹杂物控制方法 |
CN102191429A (zh) * | 2010-03-11 | 2011-09-21 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种提高厚钢板大线能量焊接性能的方法 |
CN102191429B (zh) * | 2010-03-11 | 2012-09-19 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种提高厚钢板大线能量焊接性能的方法 |
CN102191356B (zh) * | 2010-03-11 | 2012-11-14 | 宝山钢铁股份有限公司 | 大线能量焊接用厚钢板的夹杂物控制方法 |
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