JP3525905B2 - 溶接熱影響部の靱性に優れた構造用鋼材の製造方法 - Google Patents
溶接熱影響部の靱性に優れた構造用鋼材の製造方法Info
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洋構造物、鋼管および貯槽などの用途に供して好適な溶
接熱影響部の靱性に優れた構造用鋼材の製造方法に関す
るものである。
却中にオーステナイト粒が粗大化し、冷却後の組織も粗
大化して靱性が劣化する。このため、例えば特公昭55−
26164 号公報に開示されているように、鋼中に微細なTi
Nを分散させることによってオーステナイト粒の成長を
抑制して靱性を向上させる方法が広く採用されている。
テナイト粒の微細化に十分な量のTiNを確保する必要が
あるが、それと同時に連続鋳造鋳片の表面割れ防止およ
び固溶Nによる熱影響部の靱性劣化防止などの観点か
ら、例えば大入熱溶接用の造船向E級鋼等においては、
Ti量は0.01〜0.02mass%、N量は0.003 〜0.005 mass%
程度とする成分設計がなされている。
びNの添加量を所定の範囲に制御した場合であっても、
鋳造時の冷却条件が変化した場合には、製造した鋼板の
溶接熱影響部における靱性値にばらつきが生じるという
問題があった。この発明の目的は、上記の問題を有利に
解決して、溶接熱影響部の靱性に優れた構造用鋼材を提
供することである。
の問題を解決するために、TiNの粒径分布と鋼組成およ
び鋳造時の冷却条件について広範囲にわたる検討を行っ
た結果、以下に述べる知見を得た。 a)加熱時におけるオーステナイト粒の粗大化を防止す
るには、高温でも溶解しない程度のTi,N量を確保した
上で、TiNの初期平均粒径(円相当直径)を0.02〜0.04
μm の範囲とすることが有効である。 b)母材中におけるTiNの分布状態は、鋳片の冷却速度
をTi/N比に応じて適切に制御することによって、コン
トロールすることができる。 この発明は、上記の知見に立脚するものである。
りである。 1.質量%で、C:0.01〜0.18%、Si:0.02〜0.60%、
Mn:0.60〜2.00%、P:0.030 %以下、S:0.015 %以
下、Al:0.005 〜0.100 %、Ti:0.007 〜0.030 %およ
びN:0.0040〜0.0100%を含有し、残部はFeおよび不可
避的不純物の組成になる鋳片の冷却に際し、鋳片全厚に
わたって平均した1500℃から1100℃までの冷却時間t
15/11 (秒)とTi/N比について、次式(1) 22600/(t15/11)1.25≦Ti/N≦ 1818000/(t15/11)1.7 --- (1) の関係を満足させることを特徴とする溶接熱影響部の靱
性に優れた構造用鋼材の製造方法。
%でCu:0.02〜1.5 %、Ni:0.02〜0.6 %、Cr:0.05〜
0.50%、Mo:0.02〜0.50%、Nb:0.003 〜0.030 %およ
びV:0.03〜0.15%のうちから選んだ1種または2種以
上を含有する組成になることを特徴とする溶接熱影響部
の靱性に優れた構造用鋼材の製造方法。
らに質量%でB:0.0002〜0.0020%、REM:0.001 〜0.0
20 %およびCa:0.001 〜0.010 %のうちから選んだ1
種または2種以上を含有する組成になることを特徴とす
る溶接熱影響部の靱性に優れた構造用鋼材の製造方法。
る。まず、この発明において、素材の成分組成を上記の
範囲に限定した理由について説明する。なお、以下に示
す成分組成の%表示はいずれも「質量%」である。 C:0.01〜0.18% Cは、強度の向上に有用な元素であり、母材強度を確保
するためには0.01%以上の含有を必要とするが、0.18%
を超えて含有すると靱性および溶接性が劣化するので、
C量は0.01〜0.18%の範囲に限定した。なお、実用上の
好適範囲は0.06〜0.14%である。
未満ではその添加効果に乏しく、一方0.60%を超えると
溶接熱影響部の靱性が著しく劣化するので、Si量は0.02
〜0.60%の範囲に限定した。
量が0.60%未満ではその添加効果に乏しく、一方2.00%
を超えると母材の靱性が著しく劣化するので、Mn量は0.
60〜2.00%の範囲に限定した。なお、好ましくは1.00〜
1.70%の範囲である。
ことが好ましいが、0.030 %までは許容できる。
接熱影響部の組織を微細化する作用がある。しかしなが
ら、含有量が 0.015%を超えると母材の靱性を劣化させ
るので、0.015 %を上限とした。
するが、0.100 %を超えると脱酸効果は飽和し、むしろ
コストの上昇を招くので、Alは 0.005〜0.100%の範囲
で含有させるものとした。
の元素である。TiNは高温においても安定で、溶接熱影
響部のオーステナイト粒成長を抑制する作用を有してい
る。溶接時において、溶融線近傍でもこの効果を得るた
めには、1400℃以上の高温域でも十分なTiN量を確保す
る必要があり、そのためには少なくとも0.007 %のTiを
必要とする。一方、Ti量が 0.030%を超えると鋼の清浄
性、靱性を低下させる。従って、Ti量は 0.007〜0.030
%の範囲に限定した。
効に寄与する。上述したとおり、TiNは溶接熱影響部の
オーステナイト粒成長を抑制する作用を有しており、溶
接時に溶接線近傍でもこの効果を得るためには、1400℃
以上の高温域でも十分なTiN量を確保する必要があり、
そのためには0.0040%以上のNを必要ととする。一方、
Ti量が0.0100%を超えると溶接加熱時に固溶状態で存在
し、熱影響部の靱性を低下させる。従って、N量は0.00
40〜0.0100%の範囲に限定した。
発明ではこれら必須成分の他にも、以下の成分を適宜含
有させることができる。 Cu:0.02〜1.5 %、Ni:0.02〜0.6 %、Cr:0.05〜0.50
%、Mo:0.02〜0.50%、Nb:0.003 〜0.030 %および
V:0.03〜0.15%のうちから選んだ1種または2種以上 Cu,Ni,Cr,Mo,NbおよびVはいずれも、焼入れ性を向
上させることによって母材強度を向上させる元素である
が、この効果を得るためにはそれぞれ、Cu≧0.02%、Ni
≧0.02%、Cr≧0.05%、Mo≧0.02%、Nb≧0.003 %、V
≧0.03%の添加が必要である。一方、Cuは 1.5%を超え
ると熱間加工性の低下が著しくなるので1.5 %を上限と
した。Niは、0.60%を超えると製造コストの上昇を招く
ので0.60%を上限とした。Nbは、0.030 %を超えると熱
影響部の靱性を低下させるので、0.030 %を上限とし
た。また、Cr,Mo,Vについては、多量添加は溶接性、
靱性を劣化させるので、それぞれ0.50%、0.50%、0.15
%を上限とした。
020 %およびCa:0.001 〜0.010 %のうちから選んだ1
種または2種以上 B,REM およびCaはいずれも、圧延後のフェライト粒の
微細化に有効に寄与する元素である。すなわち、Bは、
結晶粒界に偏析して粗大なフェライトの生成を抑制し、
圧延後のフェライト粒径を微細化する作用を有してい
る。この効果は、0.0002%以上の添加により認められる
が、0.0020%を超える添加は母材の靱性を低下させるの
で、0.0002〜0.0020%の範囲とした。REM およびCaはそ
れぞれ、高温で安定な微細酸化物を形成することによ
り、圧延後のフェライト粒を微細化する。さらに、溶接
熱影響部の靱性を向上させる効果もある。これらの効果
は REM, Caいずれも 0.001%以上の添加で認められる。
一方、REM , Caはいずれも、多量に添加すると鋼の清浄
性、母材靱性が低下するので、それぞれ 0.020%、 0.0
10%を上限とした。
有されるTiNの初期平均粒径(円相当直径)を0.02〜0.
04μm とすることが重要である。というのは、TiNは微
細なほど高密度となるため加熱時のオーステナイト粒の
微細化に有効であるが、径が小さいほど高温での溶解速
度が速く、平均粒径が0.02μm 未満では大部分のTiNが
溶接中に溶解してしまうために十分な効果が得られず、
一方平均粒径が0.04μm より大きい場合には、TiN密度
が低くなるため十分なオーステナイト粒の微細化効果が
得られないからである。
めには、TiおよびNの添加量に加えて、凝固時の冷却速
度を制御する必要がある。図1は、この発明の成分組成
範囲を満足する5種類の鋼を4種類の冷却パターンで凝
固させた後、熱間圧延した鋼板について、TiN平均粒径
に及ぼすTi/N比と冷却速度の影響について調査した結
果である。なお、TiNの平均粒径は、鋼板表面を電解エ
ッチングしたのち、SEM 観察し、SEM 像を画像解析する
ことにより求めた。また、冷却速度の指標としては、Ti
Nの析出、成長が起こる1500℃から1100℃までの冷却時
間t15/11 を用いた。
Ti/N比と冷却速度によって大きく変化することが分か
る。そして、t15/11が一定で、TiおよびN量がこの発明
の適正範囲を満足していれば、TiNの平均粒径はTi/N
比によってほぼ一義的に定まり、従ってTi/N比が粒径
制御に最適な指標であることも明らかとなった。
0.04μm を与える冷却速度およびTi/N比をプロットし
た結果を示す。同図の結果から、0.02μm のTiN平均粒
径を与えるTi/N比:(Ti/N)20 は次式(2) (Ti/N)20 = 22600/(t15/11)1.25 --- (2) で、また0.04μm のTiN平均粒径を与えるTi/N比:
(Ti/N)40 は次式(3) (Ti/N)40 = 1818000/(t15/11)1.7 --- (3) で、それぞれ表されることが分かった。よって、平均粒
径を0.02〜0.04μm の範囲に制御するためには、Ti/N
比および1500℃から1100℃までの冷却時間t15/11 につ
いて、次式(1) の関係を満足する範囲に制御すれば良い
ことが分かる。 22600/(t15/11)1.25≦Ti/N≦ 1818000/(t15/11)1.7 --- (1)
Nの平均粒径が微細化することが知られていたが、従来
の鋼板で、成分組成や冷却速度をそれぞれ個別に所定の
範囲に制御しても最適なTiN粒径が得られないことがあ
ったのは、組成と冷却速度を同時に制御していなかった
ことが原因であると考えられる。
15/11 を併せて制御すれば、TiN平均粒径を0.02〜0.04
μm の範囲に制御することができ、その結果、加熱時に
おけるオーステナイト粒の粗大化を効果的に抑制して、
熱影響部の靱性を確保することができるのである。この
理由については、まだ明確に解明されたわけではない
が、次のとおりと考えられる。すなわち、冷却中のTiN
の成長はTiの拡散に律速されているためTi量が多いほど
サイズが大きくなると考えられるが、この発明の成分範
囲では、冷却速度とTi/N比を一定に制御すればほぼ同
一の平均粒径を与えることができる。これは、TiNの成
長がTi量の増加により大きくなる一方、Ti量が一定のと
きN量の増加(Ti/N比の減少)と共にTiN密度が増加
して一個当たりのサイズが小さくなるためであると推定
される。従って、冷却速度の制御に加えて、Ti,Nの添
加量だけではなく、Ti/N比を制御することにより、よ
り広い成分範囲および冷却条件において所定のTiN粒径
を得ることができるものと考えられる。
説明する。上記の好適成分組成範囲を満足する鋼を、転
炉、電気等で溶製し、連続鋳造法あるいは造塊法により
凝固させる。この時、1500℃から1100℃までの冷却時間
t15/11 を、Ti/N比に応じて調整し、前記(1) 式を満
足する条件で冷却する。また、操業上冷却時間を変化さ
せることが困難な場合には、Ti/N比を冷却条件に合わ
せて適正範囲として製造すればよい。さらに、鋳片は所
定の厚さに圧延されるが、圧延時に通常行われている12
00℃以下で数時間以内の加熱ではTiNの分布状態はほと
んど変化しない。以上述べてきたように、Ti/N比と15
00℃から1100℃までの冷却時間t15/11を適切に制御す
れば、TiN平均粒径を0.02〜0.04μm とすることがで
き、その結果、熱影響部の靱性に優れた鋼材を製造する
ことができる。
し、連続鋳造法により 200mmおよび 300mm厚のスラブと
した。各スラブについて、凝固時における1500℃から11
00℃までの冷却時間t15/11 を鋳込み速度、水冷条件な
どを基に計算した結果、厚さ方向で平均すると、厚み:
200 mmのスラブは1900s、厚み:300 mmのスラブは3400
sであった。それぞれの冷却条件において、0.02μm お
よび0.04μm のTiN平均粒径を与えるTi/N比((Ti/
N)20 および (Ti/N)40 ) を前記(2), (3)式より算出
した。また、これらのスラブを加熱圧延により50mmの板
厚に仕上げたのち、板厚1/4部からTiN分布測定用試料
を採取し、SEM によりTiNの平均粒径を求めた。さら
に、板厚1/4 部から圧延方向と直角方向に12mm×75mm×
80mmの試験片を採取し、高周波加熱装置により入熱:40
0 kJ/cmのエレクトロガスアーク溶接の溶融線近傍の熱
影響部に相当する熱サイクル(最高加熱温度1400℃)を
付与したのち、シャルピー衝撃試験片を採取し、−40℃
におけるシャルピー吸収エネルギー(vE-40)を測定し
た。得られた結果を表2に示す。
得られた鋼材は、母材のTiN平均粒径が0.02〜0.04μm
の範囲を満足し、溶接熱影響部において高靱性が得られ
ている。これに対し、この発明の要件を満足しないもの
は、熱影響部の靱性が低い。特に成分組成がこの発明の
適正範囲を満足していても、Ti/N比と冷却条件がこの
発明の条件を満たしていない場合(No.11 〜16)には、
TiNが微細化あるいは粗大化しすぎて、良好な靱性は得
られなかった。
接熱影響部においても良好な靱性を有する鋼材を歩留り
よく製造することが可能となり、各種溶接構造物の安全
性を格段に向上させることができる。
/N比の影響を示す図である。
Ti/N比の影響を示す図である。
Claims (3)
- 【請求項1】 質量%で、 C:0.01〜0.18%、 Si:0.02〜0.60%、 Mn:0.60〜2.00%、 P:0.030 %以下、 S:0.015 %以下、 Al:0.005 〜0.100 %、 Ti:0.007 〜0.030 %および N:0.0040〜0.0100% を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる
鋳片の冷却に際し、鋳片全厚にわたって平均した1500℃
から1100℃までの冷却時間t15/11 (秒)とTi/N比に
ついて、次式(1) 22600/(t15/11)1.25≦Ti/N≦ 1818000/(t15/11)1.7 --- (1) の関係を満足させることを特徴とする溶接熱影響部の靱
性に優れた構造用鋼材の製造方法。 - 【請求項2】 請求項1において、鋼材が、さらに質量
%で Cu:0.02〜1.5 %、 Ni:0.02〜0.6 %、 Cr:0.05〜0.50%、 Mo:0.02〜0.50%、 Nb:0.003 〜0.030 %および V:0.03〜0.15% のうちから選んだ1種または2種以上を含有する組成に
なることを特徴とする溶接熱影響部の靱性に優れた構造
用鋼材の製造方法。 - 【請求項3】 請求項1または2において、鋼材が、さ
らに質量%で B:0.0002〜0.0020%、 REM:0.001 〜0.020 %および Ca:0.001 〜0.010 % のうちから選んだ1種または2種以上を含有する組成に
なることを特徴とする溶接熱影響部の靱性に優れた構造
用鋼材の製造方法。
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