JP4096839B2 - 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 - Google Patents

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 Download PDF

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この発明は、建築、土木および橋梁等の使途に好適な、厚鋼板に係り、とくに溶接熱影響部の靱性劣化を招くことなしに、溶接入熱が400kJ/cmを超える超大入熱溶接の実施が可能な、引張強さ(TS)が590MPa以上で、降伏比が80%以下を有する低降伏比高張力厚鋼板に関する。なお、この発明でいう、「厚鋼板」とは板厚30mm以上の鋼板を言うものとする。
建築、土木および橋梁等の各分野で使用される鋼材は、一般に溶接接合によって所望形状の鋼構造物に仕上げられている。このような鋼構造物においては、安全性の観点から、使用される鋼材には、母材靱性は勿論のこと、溶接熱影響部靱性に優れることが要求される。
近年、建築構造物の大型化に伴い、構造物の施工能率向上と施工コストの低減の観点から、溶接効率の向上が求められ、大入熱溶接の適用範囲が拡大している。例えば、建築構造用ボックス柱では、サブマージアーク溶接やエレクトロスラグ溶接などの溶接入熱が400kJ/cmを超えるような超大入熱溶接が適用されている。
また、近年、建築構造物の耐震性向上が求められ、建築構造物の溶接継手部においても、高い靱性を有することが要求されるようになっている。例えば、柱−梁接合部については、0℃におけるシャルピー吸収エネルギーが70Jを超えるような、高い靱性を有することが要求されている。また、ボックス柱の溶接部にも、同様の要求がある。
一般に、鋼材に大入熱溶接を適用した際に、最も問題となるのは、溶接熱影響部(以下、HAZともいう)のボンド部における靱性劣化である。ボンド部では、大入熱溶接時に融点直下の高温に晒されて、オーステナイト粒が最も粗大化し易く、また引き続く冷却に際し、脆弱な上部ベイナイト組織に変態し易く、さらには、ウィッドマンステッテン組織や島状マルテンサイト組織といった脆化組織が生成し易い。このような組織形成が、ボンド部における靱性低下の原因となっている。
このような問題に対し、例えば、特許文献1には、TiNとREMオキシサルファイドを複合して鋼中に微細分散させてオーステナイト粒の粗大化を抑制し、大入熱溶接HAZの靭性を改善する技術が提案されている。また、特許文献2には、希土類元素(REM )をTiと複合添加することにより、鋼中に微細粒子を分散させてオーステナイトの粒成長を防止し、入熱量:230kJ/cmの溶接ボンド部靱性の向上を図る技術が開示されている。
また、特許文献3には、Ti酸化物を微細分散させ、大入熱溶接HAZの高靱化を図る技術が提案されている。また、特許文献4には、Ti窒化物の微細分散と、固溶B量を低減したうえでBNの析出を組み合わせて、大入熱溶接HAZの高靱化を図る技術が提案されている。
また、特許文献5、特許文献6には、Tiの酸化物を微細分散させ、フェライト変態の核生成サイトとして利用し、大入熱溶接HAZの靱性を改善する技術が提案されている。
また、特許文献7には、溶接時の冷却過程でTiN などの上に析出するBNをフェライト変態の核として利用し、大入熱溶接HAZの靱性を改善する技術が提案されている。
また、特許文献8には、固溶Nを徹底的に低減するため、Tiと十分なAl量(0.05〜0.10質量%)を含有させ、さらに微細酸化物としてCa酸化物を活用して、超大入熱溶接におけるHAZ靱性を向上させる技術が提案されている。
さらには、特許文献9には、Caを添加することで硫化物の形態を制御することにより、大入熱溶接HAZの靱性を改善する技術が提案されている。また、特許文献10には、REM を添加し硫化物の形態を制御することにより、大入熱溶接HAZの靱性を改善する技術が提案されている。
しかしながら、上記したTi酸化物を用いる従来技術では、酸化物を均一かつ微細に分散させることがかなりの困難を伴い、このため、酸化物の複合化等によりその分散能を改善すべく種々の検討がなされているが、入熱が400kJ/cmを超える大入熱溶接においてはオーステナイト粒の成長を十分に制御することが現在までのところ難しく、超大入熱溶接HAZを安定して高靱性とすることが困難であった。
また、上記したTiN を主体に利用する従来技術で製造された鋼材に、400kJ/cmを超える大入熱溶接を適用した場合、HAZがTiN の溶解する高温域に長時間曝されるため、TiN による結晶粒粗大化制御の効果が無くなり、超大入熱溶接HAZを高靱化することができなくなるという問題があった。また、上記した従来技術では、固溶Tiおよび固溶Nの増加に起因して、脆化組織が生成し、著しくHAZ靱性が低下する場合もあるという問題があった。
また、特許文献8に記載された技術は、靱性に悪影響を及ぼす固溶N量の低減と融点近傍の高温域でも結晶粒粗大化制御効果を有する酸化物を活用することで、超大入熱溶接におけるHAZ靱性の向上させたものであり、過剰にAlを含有させることが特徴である。しかし、多量のAl添加は、溶接金属に混入して脱酸反応に影響し、溶接金属部靱性を低下させるという問題があった。
特公平3-53367号公報 特開平6-184663号公報 特開昭57-51243号公報 特開昭62-170459号公報 特開昭60-245768号公報 特開昭61-79745号公報 特開昭61-253344号公報 特開2001-107177号公報 特開昭60-204863号公報 特公平4-14180号公報
最近では、建築構造物の更なる大型化に伴い、鋼材の一層の厚肉化、高強度化が進められており、引張強さ:590MPa以上の厚鋼板が要望されている。一方、鋼構造物の安全性、すなわち脆化破壊防止の観点からは、降伏比が低い鋼材が要求されている。降伏比を低減することにより、降伏点以上の応力が付加されても破壊までに許容される応力が大きくなり、また、一様伸びが大きくなるため、塑性変形能に優れた鋼材となる。
この発明が対象とする厚鋼板は、いわゆる溶接用低合金鋼と呼ばれるもので、例えば、建築構造用590MPa級高張力鋼(SA440)としては、化学成分が質量%で、C:0.18%以下、Si:0.55%以下、Mn:1.60%以下、P:0.035%以下、S:0.008%以下で、引張強さが590〜740MPa、降伏比が80%以下が、鋼構造評定委員会の基準強度として要求されている。
しかしながら、一般に、鋼板の強度を増加するにしたがって、降伏比は上昇する傾向にあるため、低降伏比で高い強度を有する厚鋼板を製造することは極めて難しいという問題があった。さらに、現在までのところ、溶接入熱が400kJ/cmを超える超大入熱溶接部を安定して高靱性とする技術が確立されているとは言い難い。
このようなことから、引張強さ:590MPa以上で、80%以下の低降伏比を有し、かつ400kJ/cmを超える超大入熱溶接を施した場合でもHAZ靱性に優れた低降伏比高張力厚鋼板の開発が望まれていた。
例えば、特開昭59-211528号公報には、熱間圧延終了後、徐冷により一部フェライト析出させた後、急冷して、フェライト+硬質相の2相混合組織を得る技術が提案されている。
また、特開平5-125438号公報には、熱間圧延終了後、 Ac3変態点以上の温度から550〜700℃の温度範囲まで5℃/s以上の速度で制御冷却することにより、制御冷却途中のフェライト析出を抑制し、その後の空冷過程で変態させて低降伏比に好適なフェライト+パーライト+ベイナイト組織を得る技術が提案されている。
これらの技術は、フェライトのような軟質相とベイナイトのような硬質相との混合組織にすることにより、軟質相によって低い降伏強さを、硬質相によって高い引張強さを確保しようとするものである。
しかしながら、上記した技術では、いずれも厚鋼板の板厚方向の温度差が大きくなり、材質のばらつきが大きくなるという問題があった。
この発明は、上記した従来技術の問題点を有利に解決し、板厚方向の機械的特性の不均一を解消し、降伏比80%以下の低降伏比で、590MPa以上の引張強さ(TS)を有し、かつ母材靭性に優れ、さらに溶接入熱が400kJ/cmを超えるような超大入熱溶接を施した場合であっても溶接熱影響部の靱性に優れた、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を提案することを目的とする。
本発明者らは、上記した課題を達成するために鋭意研究し、その結果、厳格な成分調整により、TiN の微細分散形態の制御によるオーステナイト粒の粗大化を効果的に抑制するとともに、溶接時の冷却過程にフェライト変態を促進する変態核を微細分散させることにより、溶接入熱が400kJ/cmを超える大入熱溶接を施した場合の溶接熱影響部で、優れた靱性を安定して確保できることを知見した。また、さらに本発明者らは、固溶強化に有効な元素であるCuおよびNiを適正量含有し、(Ac1 変態点+30℃)程度の2相域温度に加熱し、保持してから焼入れる熱処理を施すことにより、超大入熱溶接HAZ靱性の劣化を招くことなく、引張強さ(TS)が590MPa以上の高強度化と、80%以下の低降伏比を達成できることを知見した。
この発明は、上記した知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨はつぎのとおりである。
(1)質量%で、C:0.03〜0.15%、Si:0.05〜0.5%、Mn:0.5〜3.0%、Al:0.005〜0.1%、Ti:0.004〜0.03%、N:0.0020〜0.0070%、P:0.030%以下、S:0.0005〜0.0030%、Ca:0.0005〜0.0030%、B:0.0005〜0.0030%、O:0.0050%以下を含み、さらに、Cu:1.5%以下およびNi:2.0%以下を含有し、かつ次(1)式
Ceq =C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5 ………(1)
ここで、Ceq :炭素当量(%)
C、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、V:各元素の含有量(質量%)
で定義される炭素当量Ceqが0.35以上を満足し、かつ次(2)式
ACR ={Ca−(0.18+130Ca)×0}/(1.25×S)………(2)
ここで、Ca、O、S:各元素の含有量(質量%)
で定義されるACRが0.3〜0.8を満足し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材に、1000〜1300℃に加熱し熱間圧延した後、空冷する熱延工程を施し厚鋼板としたのち、該厚鋼板に、Ac3変態点以上の加熱温度に再加熱し、該加熱温度で保持してから1℃/s以上の平均冷却速度で焼入れする再加熱焼入れ工程と、ついで、(Ac1変態点+10℃)〜(Ac1 変態点+50℃ )の二相域の温度に加熱し、該温度で保持してから1℃/s以上の平均冷却速度で焼入れする二相域加熱焼入れ工程と、さらに、Ac1 変態点以下の温度で焼戻しする焼戻し工程とを、順次施すことを特徴とする、引張強さ:590MPa以上、降伏比:80%以下を有する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。
(2)(1)において、前記組成に加えてさらに、質量%で、Cr:0.7%以下、Mo:0.7%以下、Nb:0.05%以下、V:0.2%以下のうちから選ばれた1種または2種以上を含有することを特徴とする低降伏比高張力厚鋼板の製造方法。
(3)(1)または(2)において、前記組成に加えてさらに、REM :0.02%以下、Mg:0.005%以下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の製造方法。
この発明によれば、引張強さ590MPa以上で、降伏比80%以下の低降伏比を有し、400kJ/cmを超える超大入熱溶接の溶接熱影響部靱性に優れた高張力厚鋼板を、材質ばらつき無く安定して製造することができ、鋼構造物の大型化や、鋼構造物の耐震性の向上や施工能率向上に、大きく寄与し、産業上格段の効果を奏する。
まず、本発明で使用する鋼素材の組成限定理由について説明する。なお、以下、組成に関する%表示は、特に断らない限り質量%を意味するものとする。
C:0.03〜0.15%
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り、この発明では、上記した効果を得るため、0.03%以上の含有を必要とする。一方、0.15%を超える含有は、HAZの靱性、耐溶接割れ性を劣化させる.このため、Cは0.03〜0.15%の範囲に限定した。なお、好ましくは、0.03〜0.12%である。
Si:0.05〜0.50%
Siは、脱酸剤として作用し、製鋼上、少なくとも0.05%必要であるが、0.50%を超えて含有すると、母材の靱性が劣化するとともに、超大入熱溶接HAZ靱性において島状マルテンサイトが生成して、HAZ靱性が顕著に劣化する。このため、Siは0.05〜0.50%の範囲に限定した。なお、好ましくは、0.05〜0.40%である。
Mn:0.5〜3.0%
Mnは、鋼の強度を増加させる作用を有しており、本発明では、引張強さ590MPa以上を確保するために、0.5%以上の含有を必要とする。一方、3.0%を超えて含有すると、母材靭性および溶接熱影響部靭性が著しく劣化する。このため、Mnは0.5〜3.0%の範囲に限定した。なお、好ましくは0.6〜1.6%である。
Al:0.005〜0.1%
Alは、脱酸剤として作用し、製鋼上、0.005%以上の含有を必要とするが、0.1%を超えて含有すると、母材の靱性が低下するとともに、溶接時に溶接金属部に混入して、溶接金属靱性を劣化させる。このため、Alは0.005〜0.1%に限定した。なお、好ましくは、0.005〜0.05%である。
Ti:0.004〜0.03%
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。このような効果は、0.004%以上の含有で認められるが、0.03%を超えて含有すると、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、Tiは0.004〜0.03%の範囲に限定した。なお、好ましくは、0.005〜0.020%である。
N:0.0020〜0.0070%
Nは、Tiと結合してTiN として析出して、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。このような効果を有するTiN の必要量を確保するために、Nは0.0020%以上含有する必要がある。一方、0.0070%を超えて含有すると、溶接時にTiN が溶解する温度まで加熱される領域では、固溶N量が増加し、靱性が著しく低下する。このため、Nは0.0020〜0.0070%に限定した。
P:0.030%以下
Pは、鋼の強度増加させ靭性を劣化させる元素であり、とくに溶接部の靭性を劣化させるため、できるだけ低減することが望ましい。Pが0.030%を超えて含有されるとこの傾向が顕著となるため、上限とした。なお、過度のPの低減は、精錬コストを高騰させ経済的に不利となるため、0.005%以上とすることが好ましい。
S:0.0005〜0.0030%
Sは、Caと結合してCaS 粒子として凝固段階で微細に晶出する。Sは、さらに溶接時にCaS 粒子上にMnS として析出し、フェライト変態核として作用し、溶接部靱性を向上させる効果を有する。このような効果は、0.0005%以上の含有で認められる。一方、0.0030%を超えて含有すると、母材および溶接部の靱性を劣化させる。このため、Sは0.0005〜0.0030%に限定した。
Ca:0.0005〜0.0030%
Caは、硫化物の形態を制御して鋼の延性向上に寄与する元素である。このような効果を発揮させるには、少なくとも0.0005%含有することが必要であるが、0.0030%を超えて含有しても効果が飽和する。このため、本発明では、Caは0.0005〜0.0030%の範囲に限定した。なお、本発明では、後述するように、Ca添加直前の溶存酸素量を0.0050%以下に調整した後、Caを添加して、Ca酸化物を抑制してCaS を晶出させる。CaS は、溶鋼中で酸化物に比べて低温で晶出するため、鋼中で微細かつ均一な分散が可能となる。このような微細なCaS 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。
B:0.0005〜0.0030%
Bは、焼入れ性の向上を介して微量で鋼の高強度化に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.0005%以上の含有を必要とするが、0.0030%を超える含有は、溶接熱影響部の靱性を劣化させる。このため、Bは0.0005〜0.0030%の範囲に限定した。
O:0.0050%以下
Oは、不可避的不純物として含有され、鋼中では酸化物として存在し、清浄度を低下させる。このため、本発明では、できるだけ低減することが好ましい。O含有量が0.0050%を超えると、CaO系介在物が粗大化して靭性に悪影響を及ぼす。また、本発明では、CaをCaS として晶出させるために、Caとの結合力が強いOはCa添加前に、脱ガスを強化するか、脱酸剤を投入して、溶鋼中のOを0.0050%以下に低減しておくことが好ましい。
Cu:1.5%以下およびNi:2.00%以下の2
Cu、Niは、本発明における重要な合金元素であり、いずれも母材の高強度化に寄与する元素であり、2種を含有する。
Cuは、固溶強化により母材強化に寄与するとともに、オーステナイト安定化元素であり、2相域の温度に加熱保持中に、オーステナイト相中に優先的に濃化し、オーステナイト相の焼入れ性を向上させる。一方、フェライト相中のCu濃度は低下するため、フェライト相がより軟化する。このため、2相域の温度から急冷(焼入れ)することにより、フェライト+マルテンサイト混合組織となり、高強度化と低降伏比を両立させることが可能となる。このような効果は、Cuの0.1%以上の含有により顕著となる。しかし、Cu含有量が1.5%を超えると熱間脆性が生じ、鋼板の表面性状を劣化させる。このため、Cuは1.5%以下に限定した。なお、好ましくは0.1〜1.0%である。
Niは、Cuと同様、固溶強化により母材の高強度化に寄与するとともに、母材の低温靱性を向上させる、有用な元素である。さらに、Niは、オーステナイト安定化元素であり、2相域の温度に加熱、保持中に、オーステナイト相中に優先的に濃化し、オーステナイト相の焼入れ性を増加させる。これに伴い、フェライト相中のNi濃度が低下し、フェライト相がより軟化する。このため、2相域の温度から急冷(焼入れ)することにより、フェライト+マルテンサイト混合組織となり、高強度化と低降伏比とを両立させることが可能となる。このような効果は、Niの0.1%以上の含有により顕著となる。しかし、Ni含有量が2.0%を超えて含有しても効果が飽和するため、Niは高価であり経済的に不利となる。このため、Niは2.0%以下に限定した。なお、好ましくは0.1〜1.5%である。
Ceq :0.35以上
本発明では、上記した成分組成範囲内で、さらに、次(1)式
Ceq =C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5 ………(1)
ここで、Ceq :炭素当量(%)
C、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、V:各元素の含有量(質量%)
で定義される炭素当量Ceqが0.35%以上となるように、各成分の含有量を調整する。Ceqが0.35%未満では、所望の引張強さ:590MPa以上を確保できなくなる。なお、CeqはHAZ靭性確保の観点から0.50%以下とすることが好ましい。(1)式におけるCeq の計算は、含有しない元素がある場合には、当該元素の含有量を零として計算するものとする。
ACR:0.3〜0.8
この発明では、Ca添加時の溶鋼中の溶存酸素量を0.0050%以下に調整したうえで、次(2)式
ACR ={Ca−(0.18+130Ca)×0}/(1.25×S)………(2)
ここで、Ca、O、S:各元素の含有量(質量%)
で定義されるACRが0.3〜0.8を満足するように、Ca、Sを添加、調整する。ACRが0.3未満では、CaS が晶出しないために、SはMnS 単独の形態で析出する。このMnS は鋼板製造時の圧延で伸長されて均一且つ微細に分散しないため、母材の靱性低下を招くとともに、溶接HAZ靱性向上にも寄与しない。一方、ACRが0.8を超えると、SがCaによって固定されMnSとなるSが不足し、MnSがフェライト生成核として働くCaS 上へ析出しないことから、HAZ靱性の向上が期待できない。ACRが、0.3〜0.8を満足してはじめて、CaS 上にMnS が析出した複合硫化物の形態となる。この複合硫化物の存在により、フェライト変態核として機能し、HAZ組織が微細化され、HAZ靱性が向上する。
本発明では、上記した基本成分に加えて、必要に応じ、Cr:0.7%以下、Mo:0.7%以下、Nb:0.05%以下、V:0.2%以下のうちから選ばれた1種または2種以上、および/または、REM :0.02%以下および Mg:0.005%以下のうちから選ばれた1種または2種を含有することができる。
Cr:0.7%以下、Mo:0.7%以下、Nb:0.05%以下、V:0.2%以下のうちから選ばれた1種または2種以上
Cr、Mo、Nb、Vは、いずれも鋼の強度向上に寄与する元素であり、必要に応じ選択して含有できる。
Crは、0.05%以上含有することが好ましいが、0.7%を超える含有は、HAZ靱性を劣化させる。このため、Crは0.7%以下に限定することが好ましい。
Moは、0.05%以上含有することが好ましいが、0.7%を超える含有は、母材靱性およびHAZ靭性に悪影響を及ぼす。このため、Moは0.7%以下に限定することが好ましい。
Nbは、0.005%以上含有することが好ましいが、0.05%を超える含有は、母材靱性およびHAZ靭性を劣化させる。このため、Nbは0.05%以下に限定することが好ましい。
Vは、0.01%以上含有することが好ましいが、0.2%を超える含有は、靱性を劣化させる。このため、Vは0.2%以下に限定することが好ましい。
REM :0.02%以下および Mg:0.005%以下のうちから選ばれた1種または2種
REM 、Mgは、いずれも靭性向上に寄与する元素であり、必要に応じ選択して含有できる。
REM は、0.002%以上含有することが好ましいが、0.02%を超えて含有しても効果が飽和するため、0.02%を上限とした。
Mgは、結晶粒の微細化を介して靭性を向上させる有用な元素であり、0.001%以上含有することが好ましいが、0.005%を超えて含有しても効果が飽和するため、0.005%を上限とした。
なお、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。
転炉、電気炉、真空溶解炉等の公知の方法で溶製した溶鋼に、さらに脱酸処理や脱ガスプロセスを用いて、ガス成分の制御を行った後、CaSiワイヤの添加による介在物制御したうえで、連続鋳造法などの鋳造方法で、上記した組成の鋼素材(スラブ)とする。なお、溶製時に、CaをCaS として晶出させるために、Caとの結合力の強いOはCa添加前に脱ガスを強化するか、あるいは脱酸剤を投入して、溶鋼中のOを0.0050%以下に低減しておくことが好ましい。
ついで、好ましくは上記した工程を経て得られた鋼素材(スラブ)に、1000〜1300℃に加熱し熱間圧延した後、空冷する熱延工程を施し、所定の板厚の厚鋼板とする。
鋼素材の加熱温度が、1000℃未満では、鋼素材の変形抵抗が高く、1パス当たりの圧下量が大きく取れなくなるため、熱間圧延のパス数が増加し、圧延能率の低下を招く。また、鋼素材の加熱温度が低い場合には、1パス当たりの圧下量が大きく取れなくなるため、鋼素材中の鋳造欠陥を圧着することができない場合があり、内部欠陥発生の危険性が増大する。一方、加熱温度が1300℃を超えて高くなると、凝固過程で析出したTiN がオストワルド成長により粗大化し、超大入熱溶接時の溶接接合部近傍におけるオーステナイト粒の粗大化抑制効果が失われるため、超大入熱溶接HAZの靱性が低下する。このため、鋼素材の加熱温度は1000〜1300℃の範囲の温度とする。
熱延工程では、熱間圧延終了後は、空冷される。なお、熱間圧延の終了温度は、圧延能率および母材の低降伏比化の観点からAc3変態点以上とすることが好ましい。熱間圧延の終了温度が Ac3変態点未満の低い温度では、フェライトが加工されるため、降伏点が上昇し、降伏比が増加するため、好ましくない。
上記した熱延工程により得られた厚鋼板に、ついで、再加熱焼入れ工程を施す。
再加熱焼入れ工程では、厚鋼板はまず、Ac3変態点以上の加熱温度に再加熱される。厚鋼板を、Ac3変態点以上の加熱温度に再加熱して保持することにより、厚鋼板の内部まで均一なオーステナイト相となる。加熱温度の上限についてはとくに規定しないが、1100℃以下とすることが好ましい。1100℃を超えて高くなると、鋼板の表面性状が劣化する。なお、保持時間はオーステナイトの粗大化による母材靭性劣化の観点から1h以下とすることが好ましい。また、熱処理炉内の均熱が良ければ、10min程度の短時間の保持でもかまわない。なお、Ac3変態点は、概ね次式
Ac3(℃)=910−273C+25Si−74Mn−56Ni−16Cr−9Mo−5Cu−1620Nb
(ただし、C、Mn、Ni、Cr、Mo、Cu、Nb:各元素の含有量(mass%))
で整理できる。
Ac3変態点以上の加熱温度に再加熱され保持された厚鋼板は、その後、1℃/s以上の平均冷却速度で焼入れされる。これにより、厚鋼板内の組織の均質化および微細化が達成できる。焼入れの冷却速度が1℃/s未満では、上記した効果が期待できなくなる。また、焼入れ冷却速度の上限はとくに限定されないが、母材の靭性の観点から40℃/s以下とすることが好ましい。なお、焼入れにおける冷却速度は、厚鋼板の1/2T位置における300℃までの平均冷却速度をいうものとする。
再加熱焼入れ工程を施された厚鋼板に、ついで、二相域加熱焼入れ工程を施す。
二相域加熱焼入れ工程では厚鋼板は、まず、(Ac1変態点+10℃)〜(Ac1 変態点+50℃)の二相域の温度に加熱される。(Ac1変態点+10℃)〜(Ac1 変態点+50℃)の二相域の温度に加熱することにより、C、Mn、Cu、Niなどの強化元素がオーステナイト相へ濃化し、フェライト相が希釈軟化する現象が効率的に促進される。これにより、焼入れ後の組織が、硬質のマルテンサイト相と軟質のフェライト相との混合組織となり、高強度と低降伏比とを兼備した厚鋼板とすることができる。一方、加熱温度が、(Ac1変態点+10℃)未満では、オーステナイト相分率が低く、焼入れ後組織中のマルテンサイト相分率が少なくフェライト主体の組織となり、所望の高強度を確保できなくなる。また、加熱温度が(Ac1 変態点+50℃)を超えると、オーステナイト相分率が高くなりすぎて、オーステナイト相へのCu、Ni等の合金元素の濃化が希釈され、焼入れ後の組織がベイナイト主体の組織となり、所望の高強度と低降伏比を確保できなくなる。このため、二相域加熱焼入れ工程における加熱温度は、(Ac1変態点+10℃)〜(Ac1 変態点+50℃)の範囲の温度に限定した。なお、加熱温度における保持時間についてとくに規定しないが、鋼板内の温度均一化を図り、特性のばらつきを抑える意味で、10min以上、1h以内とすることが好ましい。
上記した二相域の加熱温度に加熱され保持された厚鋼板は、ついで、1℃/s以上の平均冷却速度で焼入れされる。焼入れ冷却速度が、平均で1℃/s未満では、オーステナイト相がマルテンサイト相以外の相に変態し、所望の高強度が確保できない。なお、焼入れ冷却速度の上限については特に規定しないが、母材の靭性という観点からは40℃/s以下とすることが望ましい。
二相域加熱焼入れ工程を施された厚鋼板は、ついで焼戻し工程を施される。
焼戻し工程では厚鋼板は、Ac1 変態点以下の温度で焼戻しされる。Ac1 変態点以下の焼戻しにより、焼入れにより生成した脆い硬質相の靭化を達成できる。なお、焼戻し温度は、300〜650℃とすることが好ましい。焼戻し温度が300℃未満では、長時間の熱処理を必要とし効率が悪く、650℃を超えると、母材の強度低下が顕著となる。焼戻し温度での保持時間は、焼入れにより生成した脆い硬質相の靱化を達成でき所望の強度が確保できればよく、とくに限定する必要はないが、概ね60min程度とすることが好ましい。なお、Ac1 変態点、Ac3変態点は、変態膨張曲線を測定することにより求めるものとする。
以下、実施例に基づき、さらにこの発明について詳細に説明する。
転炉−取鍋精錬−連続鋳造法で、表1に示す組成に調整された鋼素材(スラブ)に、表2に示す条件の熱延工程により表2に示す板厚の厚鋼板とした。ついで、これら厚鋼板に表2に示す条件の、再加熱焼入れ工程、二相域加熱焼入れ工程、焼戻し工程を施した。なお、一部の厚鋼板には焼戻し工程を施さなかった。
得られた各厚鋼板の板厚1/4位置から、JIS4号引張試験片を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して引張試験を実施し、引張特性を調査した。また、得られた各厚鋼板の板厚1/4位置から、JIS Z 2202の規定に準拠してVノッチ試験片を採取し、JIS Z 2242の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を実施し、0℃における吸収エネルギー(vE0 )を求め、母材靭性を評価した。
また、得られた各厚鋼板から、継手用試験板(大きさ:400×600mm)を採取し、図1に示すような開先形状としたエレクトロスラグ溶接(溶接入熱量:1000kJ/cm)により、溶接継手を作製した。
得られた溶接継手から、図2に示すように切欠き位置をボンド部とするVノッチ試験片を採取し、JIS Z 2242の規定に準拠して試験温度:0℃でシャルピー衝撃試験を行って、溶接継手ボンド部の0℃における吸収エネルギー(vE0 )を求め、継手靭性を評価した。
得られた結果を表3に示す。
本発明例はいずれも、590MPa以上の引張強さ、降伏比80%以下、vE0 が100J以上の高強度、低降伏比で、高靭性の母材特性を有するとともに、溶接入熱:1000kJ/cmの超大入熱溶接施工を施した場合であっても、ボンド部のvE0が100J以上と優れた溶接熱影響部靱性を有している。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、母材強度、母材降伏比、母材靭性、溶接熱影響部靭性のうちのいずれか、あるいは複数の特性が目標値を満足していない。
実施例で用いたエレクトロスラグ溶接継手の開先形状を示す説明図である。 実施例におけるエレクトロスラグ溶接継手部からのシャルピー衝撃試験片の採取要領を示す説明図である。

Claims (3)

  1. 質量%で、
    C:0.03〜0.15%、 Si:0.05〜0.5%、
    Mn:0.5〜3.0%、 Al:0.005〜0.1%、
    Ti:0.004〜0.03%、 N:0.0020〜0.0070%、
    P:0.030%以下、 S:0.0005〜0.0030%、
    Ca:0.0005〜0.0030%、 B:0.0005〜0.0030%、
    O:0.0050%以下
    を含み、さらに、Cu:1.5%以下およびNi:2.0%以下を含有し、かつ下記(1)式で定義される炭素当量Ceq が0.35以上を満足し、かつ下記(2)式で定義されるACRが0.3〜0.8を満足し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材に、1000〜1300℃に加熱し熱間圧延した後、空冷する熱延工程を施し厚鋼板としたのち、該厚鋼板に、Ac3変態点以上の加熱温度に再加熱し、該加熱温度で保持してから1℃/s以上の平均冷却速度で焼入れする再加熱焼入れ工程と、ついで、(Ac1変態点+10℃)〜(Ac1変態点+50℃)の二相域の温度に加熱し、該温度で保持してから1℃/s以上の平均冷却速度で焼入れする二相域加熱焼入れ工程と、さらに、Ac1変態点以下の温度で焼戻しする焼戻し工程とを、順次施すことを特徴とする、引張強さ:590MPa以上、降伏比:80%以下を有する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。

    Ceq =C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5 ………(1)
    ここで、Ceq :炭素当量(%)
    C、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、V:各元素の含有量(質量%)
    ACR ={Ca−(0.18+130Ca)×0}/(1.25×S) ………(2)
    ここで、Ca、O、S:各元素の含有量(質量%)
  2. 前記組成に加えてさらに、質量%で、Cr:0.7%以下、Mo:0.7%以下、Nb:0.05%以下、V:0.2%以下のうちから選ばれた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に記載の低降伏比高張力厚鋼板の製造方法。
  3. 前記組成に加えてさらに、質量%で、REM :0.02%以下、Mg:0.005%以下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または2に記載の低降伏比高張力厚鋼板の製造方法。
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