JP3783378B2 - 溶接性および耐海水性に優れた高張力鋼及びその製造方法 - Google Patents
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Description
【発明の属する技術分野】
本発明は、各種港湾施設、護岸施設、河口堰等や船舶のバラストタンク等の溶接構造物に用いられる溶接性及び耐海水性に優れた高張力鋼およびその製造方法に関する。
【0002】
【従来の技術】
近年、港湾施設の整備や海洋開発等により、桟橋、ブイなどの港湾施設や、護岸施設、河口堰の水門等に使用される耐海水性に優れた鋼材の需要が増える傾向にある。鋼材の耐海水性を高め、構造物の耐久性を向上させる方法としては、従来より普通鋼を対象としたカソード防食や重防食被覆、ステンレス鋼の適用があるほか、合金元素の添加により耐海水腐食性を高めた耐海水鋼の適用が行われてきた。
【0003】
合金元素の添加により耐海水腐食性を高めた耐海水鋼としては、例えば特公昭49−25527号公報にはCu,Cr,Al,Niの添加により強固な錆層を形成させて耐海水性を向上させる方法が開示されている。また、特開昭49−52117号公報にはCr,Alの添加により炭化物を微細に分布させ、耐海水性を向上させる方法が示されている。しかしながら、これらは合金元素を多量に含有するため、溶接時の低温割れを防止するためには予熱を行う必要がある。また、特開昭63−149355号公報、特開平1−79346号公報、特開平2−138440号公報、特開平2−138441号公報には、Alや希土類元素を含有する耐海水鋼が示されている。しかしながら、Alの大量添加は加工性を劣化させるととももに、希土類元素の添加はコスト増を招き、工業生産を行う場合、鋼材を安価かつ大量に安定供給するのは困難である。さらに、特開昭59−107064号公報、特開平6−264176号公報にはPを添加して耐海水性を向上させた鋼材が示されている。Pによる耐食性の向上効果はよく知られているが、一方で溶接時の高温割れが起きやすくなるという問題がある。
【0004】
【発明が解決しようとする課題】
このように、従来の耐海水鋼は、耐食性を十分に発現させかつ構造用鋼としての強度を確保するために溶接性の点で問題がある。
本発明が解決しようとする課題は、溶接性が良く、耐海水性に優れた構造用鋼材を提供することである。
【0005】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記目的を達成するために鋼材の成分と溶接性、製造方法について鋭意検討した。その結果、優れた耐海水性と溶接性を両立するためには、C量および合金元素量の適正化、および構造用鋼としての強度を確保するための加速冷却の適用が有効であることを見いだした。
【0006】
すなわち、本発明はこれらの知見に基づいてなされたもので、
(1)重量比で、C:0.03〜0.10%,Si:0.1〜0.6%,Mn:0.4〜1.5%,Cu:0.2〜0.6%,Ni:0.05〜0.5%,Cr:0.5〜1.5%,Al:0.3〜2.0%を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、かつ下式で表される溶接割れ感受性組成Pcmが0.22%以下である溶接性および耐海水性に優れた高張力鋼。
【0007】
(2)重量比で、C:0.03〜0.10%,Si:0.1〜0.6%,Mn:0.4〜1.5%,Cu:0.2〜0.6%,Ni:0.05〜0.5%,Cr:0.5〜1.5%,Al:0.3〜2.0%を含み、さらに、Nb:0.005〜0.1%,V:0.005〜0.3%,Ti:0.005〜0.10%のうち1種または2種以上を含み残部がFeおよび不可避的不純物からなり、かつ下式で表される溶接割れ感受性組成Pcmが0.22%以下である溶接性および耐海水性に優れた高張力鋼。
【0008】
(3)請求項1または2に記載の鋼を1000℃以上1300℃以下に加熱し、900℃以上で熱間圧延を開始した後、850℃以下700℃以上で熱間圧延を終了し、引き続き冷却速度2℃/秒以上で加速冷却して650℃以下400℃以上で加速冷却を停止して、主たる組織をフェライトとベイナイトの2相組織とすることを特徴とする溶接性および耐海水性に優れた高張力鋼の製造方法。
【0009】
【発明の実施の形態】
次に、本発明にかかる鋼材の各成分の添加理由および添加量を限定した理由を説明する。
C:Cは最も安価な元素で構造用鋼としての強度を得るのに有効な元素である。0.03%未満の添加では構造用鋼としての十分な強度が得られにくい。また、耐食性向上元素であるCu,Cr等とともに添加した場合、0.10%を越えると溶接時の低温割れが生じやすくなり、溶接性が劣化する。したがって、Cの範囲を0.03%以上0.10%以下に限定した。
【0010】
Si:Siは鋼材の強度、溶鋼の予備脱酸に必要であると同時に、耐海水性を向上させる元素である。耐海水性を向上させるためには、0.1%以上の添加が必要である。0.6%を超える過剰の添加は、鋼材の靱性、溶接HAZ靱性を劣化させる。したがって、Si量は0.1%以上0.6%以下に限定した。
【0011】
Mn:Mnは鋼材の強度を確保するため、必要な元素である。0.4%未満の添加では強度が不足するだけでなく、多量の合金元素の添加が必要となり、経済性の点で不利である。また、1.5%を超えて添加すると、板厚中央が著しく脆化する。したがって、Mnの範囲を0.4%以上1.5%以下に限定した。
【0012】
Cu:Cuは耐海水性を向上させる重要な元素である。0.2%未満の添加ではその効果が十分得られない。また、0.6%を越える添加では圧延時に割れや疵が発生するという問題がある。したがって、Cuの範囲を0.2%以上0.6%以下に限定した。
【0013】
Ni:Niは耐孔食性を向上するとともに、Cu添加に伴う疵の発生を抑制する。0.05%未満の添加ではその効果が十分得られない。また、0.5%を越えて添加しても、その効果が飽和するだけでなく経済性の点で不利である。したがって、Niの範囲を0.05%以上0.5%以下に限定した。
【0014】
Cr:CrはCuと同様に耐海水性を向上させる重要な元素である。0.5%未満の添加ではその効果が十分得られない。また、1.5%を越える添加では孔食を発生しやすくなるばかりでなく、溶接性を劣化させる。したがって、Crの範囲を0.5%以上1.5%以下に限定した。
【0015】
Al:AlはCu,Crと同様、耐海水性を向上させる元素であり、特にCu,Crとの複合添加によりその効果は大きいとともに、耐孔食性も向上する。0.3%未満の添加ではその効果が十分でなく、2.0%以上の添加では加工性を劣化させる。したがって、Alの範囲を0.3%以上2.0%以下に限定した。
【0016】
また、上記の成分の他に、必要に応じてNb,V,Tiのうちの1種又は2種以上を添加することができる。
Nb:Nbは圧延前加熱時のオーステナイト粒を微細化することにより、強度を向上させ、かつ靱性を向上させるために添加する。0.005%未満の添加では効果がなく、0.1%を越える添加では効果が飽和する。したがって、Nbの範囲を0.005%以上0.1%以下とした。
【0017】
V:Vは強度の上昇に有効な元素である。しかし、0.005%未満の添加では効果がなく、0.3%を越える添加では溶接性が劣化する。したがって、Vの範囲を0.005%以上0.3%以下とした。
【0018】
Ti:Tiは圧延前加熱時のオーステナイト粒を微細化することにより、強度を向上させ、かつ靱性を向上させるとともに、溶接HAZ部の組織粗大化を抑制してHAZ靱性の向上に寄与する元素である。0.005%未満の添加では効果がなく、0.1%を越える添加では効果が飽和するばかりか、溶接の冷却過程でTiCが析出しHAZ靱性の劣化を招く。したがって、Tiの範囲を0.005%以上0.1%以下とした。
【0019】
さらに、本発明では優れた溶接性を確保するために、溶接割れ感受性組成Pcmの値を規定している。図1は上に述べた各成分範囲を満足する種々の組成の耐海水性を有する鋼材について、y形溶接割れ試験を実施した結果を示す。本図より、Pcmが0.22%以下の範囲では溶接割れ防止予熱温度が25℃であるのに対し、0.22%を越える範囲では溶接割れ防止予熱温度は50℃以上となっている。したがって、溶接割れ感受性組成Pcmの値を0.22%以下とした。
【0020】
次に本発明鋼の製造方法について説明する。
まず、上述の成分組成の鋼を1000〜1300℃に加熱する。加熱温度を1000℃以上としたのは添加した元素がオーステナイト中に十分に固溶し、かつ良好な熱間加工性を得るためである。また、1300℃を越える温度に加熱すると、オーステナイト粒が著しく粗大化し靱性の劣化を招くため、加熱温度は1300℃以下とした。次に、900℃以上で熱間圧延を開始した後、850℃以下700℃以上で熱間圧延を終了する。900℃以上で熱間圧延を開始する理由は、加熱により粗大化したオーステナイト粒を再結晶により細粒化するためである。850℃以下720℃以上で熱間圧延を終了する理由はオーステナイトの未再結晶域もしくはフェライト・オーステナイト二相域での圧延により冷却過程で析出するフェライトを細粒とし、強度および靱性を確保するためである。圧延終了後は冷却速度2℃/sec以上で加速冷却し、650℃以下400℃以上で加速冷却を停止する。圧延終了後に加速冷却するのは、フェライト変態温度域をすみやかに通過させて第2相をベイナイトとし、高張力鋼としての強度を得るためであり、冷却速度2℃/sec未満ではその効果が得られないので、冷却速度は2℃/sec以上とした。冷却停止温度が650℃を越えるとベイナイト組織が得られにくく、十分な強度の確保が望めない。また、冷却停止温度が400℃未満では組織がマルテンサイトとなり、焼戻し熱処理なしでは靱性の劣化が生じる。したがって、加速冷却の停止温度は650℃以下400℃以上とした。
【0021】
こうして得られた鋼材は、主たる組織がフェライトとベイナイトの混合組織であり、構造用鋼として良好な機械的性質を有するのみならず、溶接性に優れている。
【0022】
【実施例】
次に本発明の実施例を説明する。
表1に、供試鋼の化学成分を示す。鋼A〜Fは本発明範囲内の鋼組成を有し、鋼G〜Jは本発明範囲外の鋼組成を有する。これらの成分を有する鋼塊を溶製し、250mm厚の鋳片とした後、1050℃〜1250℃に加熱して熱間圧延を行った。その後、引き続き加速冷却を行い、厚さ25mmの鋼板とした。このときの鋼板の製造条件を表2に示す。得られた鋼板について、引張試験、シャルピー衝撃試験、y形溶接割れ試験、および空気飽和人工海水中での浸漬腐食試験を実施した。これらの結果を、鋼板のミクロ組織とともにあわせて表3に示す。
【0023】
浸漬試験条件
空気飽和人工海水:ASTM D1141で規定
空気吹き込み量:500ml/min
試験温度:20℃
比液量:100ml/cm2
溶液交換頻度:1週間毎
試験片表面状態:#320研磨
化学成分、製造条件とも本発明の範囲内である鋼番A−1,A−2,A−3,B−1,B−2,C−1,C−2,D−1,D−2,D−3,E−1,F−1は高張力鋼としての機械的性質を満たしており、y形溶接割れ試験では予熱温度25℃でも割れは発生していない。また、腐食速度は、従来要求されている0.05g/m2 ・hr未満よりも更に優れた0.04g/m2 ・hr未満であり、良好な耐海水性を有している。これに対し、冷却速度が本発明の範囲外の板番A−4は、溶接性及び耐海水性に優れているものの強度が不足している。また、冷却停止温度が本発明の範囲外の板番B−3はフェライトとマルテンサイト主体のミクロ組織となり、溶接性及び耐海水性に優れているものの靱性が劣化している。また、仕上温度が本発明の範囲外の板番D−4は微量フェライトとベイナイト主体の組織となり、溶接性及び耐海水性に優れているものの靱性が劣化している。また、各元素は本発明の範囲内であるがPcmが0.22%を越えている鋼番G−1、およびC量とPcmが本発明の範囲外の鋼番H−1は、y形溶接割れ試験において予熱温度25℃で割れが発生している。さらに、耐海水性に重要なCu,Cr,Al量が本発明の範囲外である鋼番I−1,J−1は腐食速度が0.07g/m2 ・hrを越えており、耐海水鋼としての特性を有していない。
【0024】
【表1】
【0025】
【表2】
【0026】
【表3】
【0027】
【発明の効果】
以上の実施例から明らかなように、本発明によれば、高張力鋼としての十分な機械的性質を有し、かつ溶接性および耐海水性に優れた鋼材を経済的に大量に製造することができる。
【図面の簡単な説明】
【図1】耐海水性を有する高張力鋼について、溶接割れ感受性組成Pcmとy形溶接割れ試験における割れ発生防止予熱温度の関係を示す図。
Claims (3)
- 請求項1または2に記載の鋼を1000℃以上1300℃以下に加熱し、900℃以上で熱間圧延を開始した後、850℃以下700℃以上で熱間圧延を終了し、引き続き冷却速度2℃/秒以上で加速冷却して650℃以下400℃以上で加速冷却を停止して、主たる組織をフェライトとベイナイトの2相組織とすることを特徴とする溶接性および耐海水性に優れた高張力鋼の製造方法。
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