JP5092427B2

JP5092427B2 - レーザ溶接性に優れた高張力厚鋼板

Info

Publication number: JP5092427B2
Application number: JP2007020442A
Authority: JP
Inventors: 恒久半田; 靖木谷; 章夫大森; 高宏久保; 功一安田
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2006-01-31
Filing date: 2007-01-31
Publication date: 2012-12-05
Anticipated expiration: 2027-01-31
Also published as: JP2007231417A

Description

本発明は船舶等に使用される高張力厚鋼板のうち、特に、レーザ溶接性に優れた高張力厚鋼板に関する。ここで、レーザ溶接性に優れたとは、レーザ溶接金属の靭性に優れ、かつレーザ溶接金属に著しい硬化のないことを指す。

レーザ溶接は高いエネルギー密度を得ることができるため、深溶け込みの高速溶接を可能とし、高能率溶接法として期待される溶接方法である。最近では厚鋼板の溶接にも実適用されつつある。しかし、従来の溶接部の靱性を保証した溶接構造用鋼はアーク溶接を主体とした既存の溶接方法で溶接した場合を想定して成分設計されている。このため、従来の溶接構造用鋼をレーザ溶接（例えば炭酸ガスレーザ溶接機を用いて出力5.5kW、溶接速度１ｍ/minで溶接）すると、レーザ溶接金属の硬度が著しく硬化すると共に、溶接金属の靱性が著しく劣化し実用に耐えられないという問題があった。

こうしたレーザ溶接金属の靱性向上を目指したレーザ溶接用鋼板（および溶接方法）はいくつか提案されている。特許文献１では鋼材の炭素当量とAl含有量を調整すると共に、溶接時のシールドガス組成を調整し、溶接金属中のAl/Ｏ比を制御することにより溶接金属をアシキュラーフェライト組織とし、靱性向上を図る技術が開示されている。また、特許文献２では、鋼板組成をレーザ溶接金属がフェライト主体の組織となるように調整し、靱性向上を図る技術が開示されている。また、特許文献３では、鋼板組成を調整し、レーザ溶接部熱影響部の組織をマルテンサイト主体の組織とすることにより、熱影響部の靱性向上を図る技術が開示されている。
特開２００２−１２１６４２号公報特開２００２−３７１３３８号公報特開２００２−２１２６６６号公報

しかし、特許文献１や特許文献２で提案された手法では、組織がアシキュラーフェライトもしくはフェライト主体であるが故に、高強度化に限界がある。また、特許文献３で提案された技術では、靱性の低いとされる溶接金属に関しては、高靱性化が図られていない。また、厚さ10mmを超える厚鋼板に対する知見であり、近い将来の高強度薄肉鋼板へのレーザ溶接適用を視野にいれた、厚さ10mm未満の高張力鋼レーザ溶接金属の高靱化技術の開示は今のところ無い。

そこで、本発明は、厚さ10mm未満の高張力鋼レーザ溶接金属の高靱化技術の確立を目指して、レーザ溶接性に優れた高張力厚鋼板（詳しくは、レーザ溶接金属の靭性に優れ、かつレーザ溶接金属に著しい硬化のない、高張力鋼板）を提供することを課題とする。

本発明者らは、上記課題の解決に向けて鋭意検討したところ、厚さ10mm未満の厚鋼板においては、著しい硬化が生じることなくレーザ溶接金属のミクロ組織がマルテンサイト主体の組織となり、高靱化が図れる場合があることを見出し、また、さらに条件を絞ることにより、厚さ10mm以上の厚鋼板においても同様な高靭化が図れる場合があることを見出し、本発明を完成するに至った。その具体的要件は以下の通りである。

１． mass％で、Ｃ：0.02〜0.06％を含有し、かつSi：0.60％以下、Mn：0.67〜1.80％、Cu：2.0％以下、Ni：0.05〜9.55％、Mo：0.5％以下、Ｖ：0.15％以下の１種または２種以上を、下記（１）式の成立範囲内で含有し、あるいはさらにCr：0.5％以下、Ｂ：0.0003〜0.0050％の１種または２種を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、鋼板組成が下記（２）式を満たすことを特徴とする厚さ：6mm以上10mm未満、TS：525〜803N/mm ² を有するレーザ溶接性に優れた高張力厚鋼板。
−{119.6Mn+18.4Ni+278.3Mo}＋{292.1Si+142.6Cu+2615.1Ｖ}≦−80 …（１）
Ｃeq=Ｃ＋Mn/６＋Si/24＋Ni/40＋Cr/５＋Mo/４＋Ｖ/14≧0.34 …（２）
ここで、元素記号は同号元素の鋼中成分含有量（単位mass％）を表す。

２．前項１において、鋼板組成中のSi、Ｖ含有量を夫々Si：0.11〜0.60％、Ｖ：0.002〜0.15％とし、鋼板組成がさらに下記(3)式を満たすものとし、かつ、厚さ：6mm以上10mm未満に代えて厚さ：10mm以上12mm以下としたことを特徴とするレーザ溶接性に優れた高張力厚鋼板。
Ｐ_CM＝Ｃ＋Si/30＋Mn/20＋Cu/20＋Ni/60＋Cr/20＋Mo/15＋Ｖ/10＋５Ｂ≧0.17 …（３）
ここで、元素記号は同号元素の鋼中成分含有量（単位mass％）を表す。

３．高張力厚鋼板のうちから前項１又は２に記載の高張力厚鋼板をレーザ溶接用鋼板として選別することを特徴とするレーザ溶接用鋼板の選別方法。

本発明によれば、Ｃ≦0.06mass％としたから、レーザ溶接金属のミクロ組織がマルテンサイト組織となった場合の硬さが抑制される。組織がマルテンサイト主体組織である場合に、前記（１）式を満足するとレーザ溶接金属の高靱性化が図れる。薄物（すなわち鋼板厚さ10mm未満）の場合には、特に、レーザ溶接金属組織がマルテンサイト主体の組織になりやすくなる。

さらに、前記（２）式を満足することにより、薄物においては、レーザ溶接金属組織が、確実にマルテンサイト主体の組織になる。
さらに、前記（３）式を満足することにより、厚さ10mm以上の鋼板においても、レーザ溶接金属組織がマルテンサイト主体の組織になる。
よって、本発明によれば、高張力鋼レーザ溶接金属の高靱化技術が確立する。

発明者らは、多くの種類の厚鋼板に炭酸ガスレーザ溶接を施工し、レーザ溶接金属の靱性をシャルピー衝撃試験により詳細に調査した。その結果、溶接金属のミクロ組織をマルテンサイト組織とし、且つ鋼板組成が条件式を満足する場合に、大幅に靱性を向上させることが可能であることを知見したのである。
以下に本発明の限定理由について説明する。

Ｃ≦0.06mass％：
Ｃは鋼板の強度確保に重要な元素であり、またレーザ溶接金属の組織をマルテンサイト化するのに有利に作用するが、0.06mass％を超えて添加すると、マルテンサイト硬さがビッカース硬さで350以上となり、遅れ破壊を引き起こす可能性が非常に高まるため、Ｃ≦0.06mass％に限定した。

（１）式：−{119.6Mn＋18.4Ni＋278.3Mo}＋{292.1Si＋142.6Cu＋2615.1Ｖ｝≦−80
以下に（１）式導出過程とその根拠について述べる。
船舶等に使用される板厚10mm未満の薄物鋼板溶接部に要求される靱性（ハーフサイズシャルピー吸収エネルギー）は、−20℃において18〜46Ｊ程度である。しかし、レーザ溶接金属の靱性を−20℃程度の温度においてシャルピー試験により評価すると、き裂が硬い溶接金属から逸れて進展する現象（FPD）が認められる場合がある。FPDが生じる場合、シャルピー吸収エネルギーは見かけ上、高い値を示す。この値は溶接金属そのものの靱性を表しておらず、実用に際しては注意を要する。

図１にレーザ溶接金属の−20℃におけるシャルピー吸収エネルギーの３本の最低値（vE_-20℃-min.）と、FPDの生じない低温域のシャルピー試験により得られた遷移温度vT_10J（シャルピー吸収エネルギーが10Ｊを示す温度）の関係を示す。vT_10JはFPDの影響を含まない正味のレーザ溶接金属の靱性指標である。同図より、vT_10Jが−115℃より低温側であれば、一般的に必要とされるシャルピー吸収エネルギーを満足することが分かる。

図２にvT_10Jと式[{5.2Mn＋0.8Ni＋12.1Mo}−{12.7Si＋6.2Cu＋113.7Ｖ}]の値の関係を示す。両者間には非常に良い相関関係が認められ、その関係は下式により与えられる。
vT_10J=−23[{5.2Mn＋0.8Ni＋12.1Mo}−{12.7Si＋6.2Cu＋113.7Ｖ}]−35
上式より、vT_10Jが−115℃以下の低温側となるのは、
−{119.6Mn＋18.4Ni+278.3Mo}＋{292.1Si＋142.6Cu＋2615.1Ｖ｝≦−80 …（１）
を満足する場合である。

以上より、Mn、Ni、Mo、Si、Cu、Ｖを（１）式の成立範囲内に限定した。Mn、Ni、Mo、Si、Cu、Ｖは、全てとは限らず、必要に応じて１種または２種以上含有すればよい。含有しない元素については、（１）式の同号元素項の値を０とする。さらに、必要に応じてCr、Bの１種または２種以上を含有することもできる。
なお、Mn、Ni、Mo、Si、Cu、Ｖ、Cr、Ｂの個々の好ましい含有量、およびその含有量が好ましいとした理由は次のとおりである。

Mn：0.80〜1.80mass％
Mnは高強度化に有効な元素であり、強度確保の観点から下限を0.80mass％とすることが好ましい。しかし、Mn量が1.80mass％を超えると、母材靭性が劣化する可能性がある。このため、Mnは0.80〜1.80mass％の範囲が好ましい。
Ni：0.05〜９mass％
Niは、強度および靭性を向上し、またCuを添加した場合には圧延時のCu割れを防止するのに有効であるが、高価である上、過剰に添加してもその効果が飽和するため、９mass％以下の範囲で添加するのが好ましい。また、0.05mass％未満の添加では上記の効果が不十分であるため添加量は0.05mass％以上であることが好ましい。

Mo：0.5mass％以下
Moは、常温および高温での強度を上昇する効果があるが、0.5mass％を超えると、溶接性が劣化するため、0.5mass％以下の範囲で添加することが好ましい。
Si：0.60mass％以下
Siは強度上昇に有効な元素であるが、0.60mass％を超えると溶接熱影響部(HAZ)靭性を著しく劣化させるので、0.60mass％以下が好ましい。

Cu：2.0mass％以下
Cuは、固溶と析出強化効果が利用できる成分であり、析出強化強度制御のために用いることができる。しかし、2.0mass％を超えて添加すると、析出強化が過多となり靭性が急激に劣化するので、2.0mass％以下とするのが好ましい。
Ｖ：0.15mass％以下
Ｖは母材強度を高める重要な役割をもち、母材の強度・靭性を確保するために必要な元素である。しかし、0.15mass％を超えて含有すると、母材靭性および溶接性を大きく損なうので、0.15mass％以下とすることが好ましい。

Cr：0.5mass％以下
Crは強度を上昇する効果があるが、0.5mass％を超えて添加すると溶接部靭性が劣化するため、0.5mass％以下の範囲で添加することが好ましい。なお、下限は0.05mass％とすることがより好ましい。
Ｂ：0.0003〜0.0050mass％
Ｂは広い冷却速度範囲においてオーステナイト粒界からのフェライト生成を抑制するため、安定してマルテンサイト組織を得るのに不可欠の成分である。その効果は十分にNが固定された場合に0.0003mass％以上で現れ、一方0.0050mass％を超える含有は効果が飽和して経済上不利になるので、0.0003〜0.0050mass％の範囲にすることが好ましい。

薄物（厚さ10mm未満）：
厚さ10mm以上になると、溶接するのに必要なレーザ出力が上昇し、溶接入熱が上がり、溶接後の溶接部の冷却速度が遅くなり、前記条件を満足していても溶接金属の組織がマルテンサイト主体の組織とならず、靱性が低下する。よって、厚さ10mm未満に限定した。なお、好ましくは８mm以下である。また、厚さの下限は特に限定しないが、通常の厚板圧延機による製造可能板厚を勘案すると、６mm以上の厚さとするのが好ましい。

（２）式：Ｃeq＝Ｃ＋Mn/６＋Si/24＋Ni/40＋Cr/５＋Mo/４＋Ｖ/14≧0.34
（２）式は、炭素当量（Ｃeq）の条件式である。炭素当量が高くなると溶接時に焼きが入りやすくなり組織がマルテンサイト組織となりやすい。Ｃeq＜0.34では、上部ベイナイト等の低靱性組織が混入する可能性が出てくるのでＣeq≧0.34に限定した。なお、鋼板母材の高強度確保の観点から、Ｃeq≧0.37が好ましい。含有しない元素については、（２）式の同号元素項の値を０とする。

（３）式：Ｐ_CM＝Ｃ＋Si/30＋Mn/20＋Cu/20＋Ni/60＋Cr/20＋Mo/15＋Ｖ/10＋５Ｂ≧0.17
（３）式のＰ_CMが高くなると厚さ10mm以上の鋼板においても、レーザ溶接時に焼きが入りやすくなり組織がマルテンサイト組織となりやすい。Ｐ_CM＜0.17では、厚さ10mm以上の厚鋼板の場合、（１）式および（２）式を満足していても、上部ベイナイト等の低靭性組織が混入する可能性が出てくるのでＰ_CM≧0.17に限定した。含有しない元素については、（３）式の同号元素項の値を０とする。

また、本発明は、レーザ溶接用鋼板の選別方法にも適用することができる。すなわち、高張力厚鋼板のうちから前項１〜３のいずれかの本発明の鋼板をレーザ溶接用鋼板として選別すること（：前項４の本発明）により、レーザ溶接性に優れた高張力厚鋼板を確実かつ安定的に、レーザ溶接用鋼板として供給することができる。
なお、溶接金属部のミクロ組織をマルテンサイト化させるには、本発明の鋼板を通常のレーザ溶接条件でレーザ溶接を行えばよいのであるが、好ましいレーザ溶接条件としては、レーザ出力：５〜20kW、溶接速度：0.5〜1.5ｍ/minが挙げられる。

実施例に用いた供試鋼の化学組成および機械的性質を表１に示す。鋼材No.１〜10が本発明例、No.11〜21が比較例である。供試鋼は連続鋳造または真空溶解にて溶製し、鋳片またはインゴットに鋳造した後、加熱圧延を経て、板厚６mmの鋼板とした。一部については、板厚12mmの鋼板も作製した。なお、No.２のCr、Bは、その含有量が下限値を下回り、不可避的不純物である。

板厚６mmの各鋼板を用いて、炭酸ガスレーザ溶接機にて、出力5.5kW、１ｍ/min、の条件で、ビードオン貫通溶接により継手を作製した。板厚12mmの鋼板については、出力15kW、１ｍ/min、の条件で、ビードオン貫通溶接により継手を作製した。
作製した継手から、溶接金属部の硬さ試験片とシャルピー衝撃試験片を採取し、試験に供した。シャルピー衝撃試験片は、板厚６mmの継手については、厚さ５mmのサブサイズ試験片とし、板厚12mmの継手については厚さ10mmのフルサイズ試験片とした。結果を同表に示す。

本発明例では、溶接金属ビッカース硬さ（Hv‐WM）が350未満であり、且つ厚さ5mmのサブサイズ試験片で得られるシャルピー吸収エネルギーが10Ｊを示す遷移温度（vT_10J）が‐115℃以下となっており、遅れ破壊も脆性破壊も共に問題ない良好なレベルとなっている。
また、（１）式および（２）式を満足する本発明例の内、（３）式を満足する事例においては、板厚12mmの継手のフルサイズ試験片で得られるシャルピー吸収エネルギーが実用上問題のないレベル（vE_-20℃≧69Ｊ：サブサイズ要求値の３/２倍［鋼船規則等参照］）であり、吸収エネルギー47Ｊ（フルサイズ試験片でFPDが生じないレベルのエネルギー値）を示す遷移温度（vT_47J）も−75℃以下となっており、真の意味で高靭性となっていることが確認できる。

以上説明したように、本発明によれば、高張力厚鋼板（特に高強度薄物厚鋼板）のレーザ溶接部の靱性を、遅れ破壊の危険度を増加させることなく、大きく向上させることができる。本発明の適用により、遅れ破壊と脆性破壊の危険性を大きく低減できるので、高張力厚鋼板（特に薄物高張力厚鋼板）を使用する船舶等の安全性を確保するうえで大きく寄与する。

レーザ溶接金属の−20℃におけるシャルピー吸収エネルギーの３本の最低値（vE_-20℃-min.）と、FPDの生じない低温域のシャルピー試験により得られた遷移温度vT_10J（シャルピー吸収エネルギーが10Jを示す温度）の関係を示すグラフである。 vT_10Jと式[{5.2Mn＋0.8Ni＋12.1Mo}−{12.7Si＋6.2Cu＋113.7Ｖ}]の値の関係を示すグラフである。

Claims

mass％で、Ｃ：0.02〜0.06％を含有し、かつSi：0.60％以下、Mn：0.67〜1.80％、Cu：2.0％以下、Ni：0.05〜9.55％、Mo：0.5％以下、Ｖ：0.15％以下の１種または２種以上を、下記（１）式の成立範囲内で含有し、あるいはさらにCr：0.5％以下、Ｂ：0.0003〜0.0050％の１種または２種を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、鋼板組成が下記（２）式を満たすことを特徴とする厚さ：6mm以上10mm未満、TS：525〜803N/mm ² を有するレーザ溶接性に優れた高張力厚鋼板。
−{119.6Mn+18.4Ni+278.3Mo}＋{292.1Si+142.6Cu+2615.1Ｖ}≦−80 …（１）
Ｃeq=Ｃ＋Mn/６＋Si/24＋Ni/40＋Cr/５＋Mo/４＋Ｖ/14≧0.34 …（２）
ここで、元素記号は同号元素の鋼中成分含有量（単位mass％）を表す。
請求項１において、鋼板組成中のSi、Ｖ含有量を夫々Si：0.11〜0.60％、Ｖ：0.002〜0.15％とし、鋼板組成がさらに下記(3)式を満たすものとし、かつ、厚さ：6mm以上10mm未満に代えて厚さ：10mm以上12mm以下としたことを特徴とするレーザ溶接性に優れた高張力厚鋼板。
Ｐ_CM＝Ｃ＋Si/30＋Mn/20＋Cu/20＋Ni/60＋Cr/20＋Mo/15＋Ｖ/10＋５Ｂ≧0.17 …（３）
ここで、元素記号は同号元素の鋼中成分含有量（単位mass％）を表す。
高張力厚鋼板のうちから請求項１又は２に記載の高張力厚鋼板をレーザ溶接用鋼板として選別することを特徴とするレーザ溶接用鋼板の選別方法。