JP5177310B2 - 溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
1.CTOD特性は鋼板全厚の試験片で評価されるため、成分の濃化する中心偏析部が破壊の起点となる。従って、溶接熱影響部のCTOD特性を向上するため、鋼板の中心偏析として濃化しやすい元素を適正量に制御し、中心偏析部の硬化を抑制する。溶鋼が凝固する際に最終凝固部となるスラブの中心において、C、Mn、P、Ni、Nbが他の元素に比べて濃化度が高いため、これらの元素の添加量を中心偏析部硬さ指標により制御して中心偏析での硬さを抑制する。
熱影響部の靭性向上に利用する。CaSは、酸化物に比べて低温で晶出するため、均一に
微細分散することができる。そして、CaSの添加量および添加時の溶鋼中の溶存酸素量
を適正範囲に制御することによって、CaS晶出後でも固溶Sが確保されるので、CaS
の表面上にMnSが析出して複合硫化物を形成する。このMnSの周囲には、Mnの希薄
帯が形成されるので、フェライト変態がより促進される。
すなわち本発明は、
1.質量%で、C:0.03〜0.12%、Si:0.01〜0.30%、Mn:0.5〜1.95%、P:0.008%以下、S:0.005%以下、Al:0.015〜0.06%、Nb:0.011〜0.05%、Ti:0.005〜0.02%、N:0.001〜0.006%、Ca:0.0005〜0.003%を含有し、(1)式で規定されるCeq:0.44以下、Ti/N:1.5〜3.5、並びに、(2)式及び(3)式を満たし、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、鋼板の中心偏析部の硬さが(4)式を満足することを特徴とする溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板。
Ceq=[C]+[Mn]/6+([Cu]+[Ni])/15+([Cr]+[Mo]+[V])/ 5・・・(1)
0<{[Ca]−(0.18+130×[Ca])×[O]}/1.25/[S]<1 ・・・(2)
5.5[C]4/3+15[P]+0.90[Mn]+0.12[Ni]+7.9[Nb]1/2+0.53[Mo] ≦3.10 ・・・(3)
ここで、[M]は元素Mの含有量(質量%)。
HVmax/HVave ≦ 1.35+0.006/[C]−t/500 ・・・・・(4)
HVmaxは中心偏析部のビッカース硬さの最大値、HVaveは表裏面から板厚の1/4までと中心偏析部とを除く部分のビッカース硬さの平均値、[C]はC含有量(質量%)、tは鋼板の板厚(mm)。
2.鋼組成に、更に、質量%で、Cr:0.20〜2%、Mo:0.1〜0.7%、V:0.005〜0.1%、Cu:0.49%以下、Ni:2%以下の中から選ばれる1種または2種以上を含有することを特徴とする、1に記載の溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板。
3.1または2に記載の成分組成を有する鋼を1050〜1200℃に加熱後、950℃以上の温度域における累積圧下率が30%以上、950℃未満の温度域における累積圧下率が30〜70%となる熱間圧延を施し、その後、600℃以下までを冷却速度1.0℃/s以上で加速冷却することを特徴とする鋼板の中心偏析部の硬さが(4)式を満足する溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板の製造方法。
H Vmax /H Vave ≦ 1.35+0.006/[C]−t/500・・・(4)
H Vmax は中心偏析部のビッカース硬さの最大値、H Vave は表裏面から板厚の1/4までと中心偏析部とを除く部分のビッカース硬さの平均値、[C]はC含有量(質量%)、tは鋼板の板厚(mm)。
4.1または2に記載の成分組成を有する鋼を1050〜1200℃に加熱後、950℃以上の温度域における累積圧下率が30%以上、950℃未満の温度域における累積圧下率が30〜70%となる熱間圧延を施し、その後、600℃以下までを冷却速度1.0℃/s以上で加速冷却し、冷却停止後、450〜650℃に焼戻し処理を施すことを特徴とする鋼板の中心偏析部の硬さが(4)式を満足する溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板の製造方法。
H Vmax /H Vave ≦ 1.35+0.006/[C]−t/500・・・(4)
H Vmax は中心偏析部のビッカース硬さの最大値、H Vave は表裏面から板厚の1/4までと中心偏析部とを除く部分のビッカース硬さの平均値、[C]はC含有量(質量%)、tは鋼板の板厚(mm)。
5.1または2に記載の高張力鋼板で、中心偏析部の各元素の濃度が(5)式を満たすことを特徴とする溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板。
]+1.8X[Nb]<64.3・・・(5)
ここで、X[M]は、EPMAライン分析で得られる中心偏析部の元素Mの濃度と平均の
元素Mの濃度との比、すなわち、(中心偏析部のM濃度)/(平均のM濃度)を表す。
6.5に記載の高張力鋼板の製造方法であって、鋼を1050〜1200℃に加熱後、950℃以上の温度域における累積圧下率が30%以上、950℃未満の温度域における累積圧下率が30〜70%となる熱間圧延を施し、その後、600℃以下までを冷却速度1.0℃/s以上で加速冷却することを特徴とする溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板の製造方法。
7.5に記載の高張力鋼板の製造方法であって、鋼を1050〜1200℃に加熱後、950℃以上の温度域における累積圧下率が30%以上、950℃未満の温度域における累積圧下率が30〜70%となる熱間圧延を施し、その後、600℃以下までを冷却速度1.0℃/s以上で加速冷却し、冷却停止後、450〜650℃に焼戻し処理を施すことを特徴とする溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板の製造方法。
1.成分組成
成分組成の限定理由について説明する。説明において%は質量%とする。
C:0.03〜0.12%
Cは、高張力鋼板としての母材強度確保に必要な元素である。0.03%未満では焼入性が低下し、強度確保のために、Cu、Ni、Cr、Moなどの焼入性向上元素の多量添加が必要となり、コスト高と、溶接性の低下とを招く。また、0.12%を超える添加は溶接性を著しく低下させることに加え、溶接部靭性低下を招く。従って、C量は0.03〜0.12%の範囲とする。好ましくは、0.05〜0.10%である。
Siは、脱酸元素として、また、母材強度を得るために添加する成分である。しかし、0.30%を超える多量の添加は、溶接性の低下と溶接継手靭性の低下を招くので、Si量は0.01〜0.30%とする必要がある。好ましくは、0.20%以下である。
Mnは母材強度および溶接継手強度を確保するため、0.5%以上添加する。しかし、1.95%を超える添加は、溶接性を低下させ、焼入性が過剰となり、母材靭性および溶接継手靭性を低下させるため、0.5〜1.95%の範囲とする。
不純物元素であるPは、母材靭性および溶接部靭性を低下させ、特に溶接部において含有量が0.008%を超えると靭性が著しく低下するので、0.008%以下とする。
Sは、不可避的に混入する不純物で、0.005%を超えて含有すると母材および溶接部靭性を低下させるため、0.005%以下とする。好ましくは、0.0035%以下である。
Alは、溶鋼を脱酸するために添加される元素であり、0.015%以上含有させる必要がある。一方、0.06%を超えて添加すると母材および溶接部靭性を低下させるとともに、溶接による希釈によって溶接金属部に混入し、靭性を低下させるので、0.06%以下に制限する。好ましくは、0.05%以下である。なお、本発明においてAl量は、酸可溶性Al(Sol.Alなどとも称される)で規定するものとする。
Nbは、オーステナイトの低温域で未再結晶域を形成するので、その温度域で圧延を施すことにより、母材の組織微細化、高靭化を図ることができる。また、圧延・冷却後の空冷またはその後の焼戻処理により析出強化が得られる。上記効果を得るためには0.011%以上含有する必要がある。しかし、0.05%を超えて含有すると靭性を劣化させるので上限は0.05%、好ましくは0.04%とする。
Tiは、溶鋼が凝固する際にTiNとなって析出し、溶接部におけるオーステナイトの粗大化を抑制し、溶接部の靭性向上に寄与する。しかし、0.005%未満の含有ではその効果が小さく、一方、0.02%を超えて含有すると、TiNが粗大化し、母材や溶接部靭性改善効果が得られないため、0.005〜0.02%とする。
Nは、Alと反応して析出物を形成することで、結晶粒を微細化し、母材靭性を向上させる。また、溶接部の組織の粗大化を抑制するTiNを形成させるために必要な元素である。これらの作用を発揮するには、Nを0.001%以上含有することが必要である。一方、0.006%を超えて添加すると固溶Nが母材や溶接部の靭性を著しく低下させることから、上限を0.006%とする。
Caは、Sを固定することによって靭性を向上する元素である。この効果を得るためには、少なくとも0.0005%の添加が必要である。しかし、0.003%を超えて含有してもその効果は飽和するため、0.0005〜0.003%の範囲で添加する。
(1)式で規定されるCeqが0.44を超えると溶接性や溶接部靭性が低下するため、0.44以下とする。好ましくは、0.42以下である。
Ceq=[C]+[Mn]/6+([Cu]+[Ni])/15+([Cr]+[Mo]+[V])/ 5・・・(1)
ここで、[M]は元素Mの含有量(質量%)。なお、含有しない元素は0とする。
Ti/Nが1.5未満では生成するTiN量が減少し、TiNとならない固溶Nが溶接部靭性を低下させる。また、Ti/Nが3.5を超えると、TiNが粗大化し、溶接部靭性を低下させる。従って、Ti/Nの範囲は1.5〜3.5、好ましくは、1.8〜3.2とする。Ti/Nにおいて各元素は含有量(質量%)とする。
{[Ca]−(0.18+130×[Ca])×[O]}/1.25/[S]は、硫化物形態制御に有効なCaとSの原子濃度の比を示す値で、ACR値とも称される。この値により硫化物の形態を推定することができ、高温でも溶解しないフェライト変態生成核CaSを微細分散させるために規定する。式において[Ca]、[S]、[O]は、各元素の含有量(質量%)を示す。
ACR値が0以下の場合、CaSが晶出しない。そのため、Sは、MnS単独の形態で析出するので、溶接熱影響部でのフェライト生成核が得られない。また、単独で析出したMnSは、圧延時に伸長されて、母材の靭性低下を引き起こす。
但し、[M]は元素Mの含有量(質量%)
(3)式の左辺の値は、中心偏析に濃化しやすい成分で構成される中心偏析部硬さ指標であり、以下の説明ではCeq*値と称する。CTOD試験は鋼板全厚での試験のため、試験片は中心偏析を含み、中心偏析での成分濃化が顕著な場合、溶接熱影響部に硬化域が生成するので良好な値が得られない。Ceq*値を適正範囲に制御することにより、中心偏析部における過度の硬度上昇を抑制でき、板厚が厚い鋼材の溶接部においても優れたCTOD特性が得られる。Ceq*値の適正範囲は、実験的に求められたものであり、Ceq*値が3.10を超えるとCTOD特性が低下するので3.10以下とする。好ましくは2.90以下である。
Crは、母材を高強度化するのに有効な元素であり、この効果を発揮するには0.20%以上を含有することが好ましい。しかし、過剰に含有すると靭性に悪影響を与えるので、含有する場合は0.20〜2%が好ましく、0.20〜1.5%であることがさらに好ましい。
Moは、母材を高強度化するのに有効な元素であり、この効果を発揮するには0.1%以上を含有することが好ましい。しかし、過剰に含有すると靭性に悪影響を与えるので、含有する場合は0.1〜0.7%が好ましく、0.1〜0.6%であることがさらに好ましい。
Vは、0.005%以上の含有で母材の強度と靭性の向上に有効な元素であるが、含有量が0.1%を超えると靭性低下を招くので、含有する場合は0.005〜0.1%であることが好ましい。
Cuは、鋼の強度向上の効果を有する元素であるが、0.49%を超えて含有すると、熱間脆性を引き起こして鋼板の表面性状劣化させるため、含有する場合は0.49%以下とすることが好ましい。
Niは、鋼の強度と靭性の向上に有効な元素であり、溶接部靭性の向上にも有効であるが、高価な元素で、過度の添加は熱間延性を低下させて鋳造時にスラブの表面にキズが発生しやすくなるので、含有する場合は上限を2%とすることが好ましい。
2.硬さ分布
HVmax/HVave≦1.35+0.006/[C]−t/500 ・・・(4)
HVmaxは中心偏析部のビッカース硬さの最大値、HVaveは表裏面から板厚の1/4までと中心偏析部とを除く部分のビッカース硬さの平均値、[C]はC含有量(質量%)、tは板厚(mm)を示す。HVmax/HVaveは中心偏析部の硬さを表す無次元パラメータで、その値が1.35+0.006/[C]−t/500で求まる値より高くなるとCTOD値が低下するため、1.35+0.006/[C]−t/500以下とする。望ましくは、1.25+0.006/[C]−t/500以下とする。
但し、X[M]は(中心偏析部のM濃度)/(平均のM濃度)でMは添加合金元素の種類
Rsは、発明者等が提案する鋼板の中心偏析の度合いを表す式であり、Rs値が大きいほど、鋼板の中心偏析度は大きくなることを示している。Rs値は64.3以上になるとCTOD特性が著しく低下するため、64.3未満、好ましくは、62.3以下とする。Rs値は小さいほど、偏析の悪影響が小さくなることを示しており、CTOD特性はRsが小さいほど良好な傾向があるため、Rs値の下限値は特には設定しない。
本発明範囲内の成分組成に調整した溶鋼を転炉、電気炉、真空溶解炉などを用いた通常の方法で溶製し、次いで、連続鋳造の工程を経てスラブとした後、熱間圧延により所望の板厚とし、その後冷却し、焼戻し処理を施す。熱間圧延ではスラブ加熱温度、圧下率を規定する。
スラブ加熱温度は、スラブに存在する鋳造欠陥を熱間圧延によって着実に圧着させるため1050℃以上とする。1200℃を超える温度に加熱すると凝固時に析出したTiNが粗大化し、母材や溶接部の靭性が低下するため、加熱温度の上限を1200℃とする。
オーステナイト粒を再結晶により微細なミクロ組織とするため累積圧下率を30%以上とする。30%未満では、加熱時に生成した異常粗大粒が残存して、母材の靭性に悪影響を及ぼす。
この温度域で圧延されたオーステナイト粒は十分に再結晶しないため、圧延後のオーステナイト粒は偏平に変形したままで、内部に変形帯などの欠陥を多量に含む内部歪の高い状態となる。これらは、フェライト変態の駆動力として働き、フェライト変態を促進する。
熱間圧延後、冷却速度1.0℃/s以上で600℃以下まで加速冷却する。冷却速度が1℃/s未満では十分な母材の強度が得られない。また、600℃より高い温度で冷却を停止するとフェライト+パーライトや上部ベイナイトなどの組織の分率が高くなり、高強度と高靭性が両立しない。なお、加速冷却後に焼戻しを実施する場合には、加速冷却の停止温度の下限は特に限定されるものではない。一方、後工程で焼戻しを実施しない場合には、加速冷却の停止温度を350℃以上とすることが好ましい。
450℃未満の焼戻し温度では十分な焼戻しの効果が得られず、一方、650℃を超える温度で焼戻しを行うと、炭窒化物が粗大に析出し、靭性が低下するため、また、強度の低下を引き起こすこともあるため、好ましくない。また、焼戻しは誘導加熱により行うことにより焼戻し時の炭化物の粗大化が抑制されるためより好ましい。その場合は、差分法などのシミュレーションによって計算される鋼板の中心温度が450℃〜650℃となるようにする。
Claims (7)
- 質量%で、C:0.03〜0.12%、Si:0.01〜0.30%、Mn:0.5〜1.95%、P:0.008%以下、S:0.005%以下、Al:0.015〜0.06%、Nb:0.011〜0.05%、Ti:0.005〜0.02%、N:0.001〜0.006%、Ca:0.0005〜0.003%を含有し、(1)式で規定されるCeq:0.44以下、Ti/N:1.5〜3.5、並びに、(2)式及び(3)式を満たし、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、鋼板の中心偏析部の硬さが(4)式を満足することを特徴とする溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板。
Ceq=[C]+[Mn]/6+([Cu]+[Ni])/15+([Cr]+[Mo]+[V])/ 5・・・(1)
0<{[Ca]−(0.18+130×[Ca])×[O]}/1.25/[S]<1 ・・・(2)
5.5[C]4/3+15[P]+0.90[Mn]+0.12[Ni]+7.9[Nb]1/2+0.53[Mo] ≦3.10 ・・・(3)
ここで、[M]は元素Mの含有量(質量%)。
HVmax/HVave ≦ 1.35+0.006/[C]−t/500 ・・・・・(4)
HVmaxは中心偏析部のビッカース硬さの最大値、HVaveは表裏面から板厚の1/4までと中心偏析部とを除く部分のビッカース硬さの平均値、[C]はC含有量(質量%)、tは鋼板の板厚(mm)。 - 鋼組成に、更に、質量%で、Cr:0.20〜2%、Mo:0.1〜0.7%、V:0.005〜0.1%、Cu:0.49%以下、Ni:2%以下の中から選ばれる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に記載の溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板。
- 請求項1または2に記載の成分組成を有する鋼を1050〜1200℃に加熱後、950℃以上の温度域における累積圧下率が30%以上、950℃未満の温度域における累積圧下率が30〜70%となる熱間圧延を施し、その後、600℃以下までを冷却速度1.0℃/s以上で加速冷却することを特徴とする鋼板の中心偏析部の硬さが(4)式を満足する溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板の製造方法。
H Vmax /H Vave ≦ 1.35+0.006/[C]−t/500・・・(4)
H Vmax は中心偏析部のビッカース硬さの最大値、H Vave は表裏面から板厚の1/4までと中心偏析部とを除く部分のビッカース硬さの平均値、[C]はC含有量(質量%)、tは鋼板の板厚(mm)。 - 請求項1または2に記載の成分組成を有する鋼を1050〜1200℃に加熱後、950℃以上の温度域における累積圧下率が30%以上、950℃未満の温度域における累積圧下率が30〜70%となる熱間圧延を施し、その後、600℃以下までを冷却速度1.0℃/s以上で加速冷却し、冷却停止後、450〜650℃に焼戻し処理を施すことを特徴とする鋼板の中心偏析部の硬さが(4)式を満足する溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板の製造方法。
H Vmax /H Vave ≦ 1.35+0.006/[C]−t/500・・・(4)
H Vmax は中心偏析部のビッカース硬さの最大値、H Vave は表裏面から板厚の1/4までと中心偏析部とを除く部分のビッカース硬さの平均値、[C]はC含有量(質量%)、tは鋼板の板厚(mm)。 - 請求項1または2に記載の高張力鋼板で、中心偏析部の各元素の濃度が(5)式を満たすことを特徴とする溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板。
Rs=12.5(X[Si]+X[Mn]+X[Cu]+X[Ni])+1.5X[P
]+1.8X[Nb]<64.3・・・(5)
ここで、X[M]は、EPMAライン分析で得られる中心偏析部の元素Mの濃度と平均の
元素Mの濃度との比、すなわち、(中心偏析部のM濃度)/(平均のM濃度)を表す。 - 請求項5に記載の高張力鋼板の製造方法であって、鋼を1050〜1200℃に加熱後、950℃以上の温度域における累積圧下率が30%以上、950℃未満の温度域における累積圧下率が30〜70%となる熱間圧延を施し、その後、600℃以下までを冷却速度1.0℃/s以上で加速冷却することを特徴とする溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板の製造方法。
- 請求項5に記載の高張力鋼板の製造方法であって、鋼を1050〜1200℃に加熱後、950℃以上の温度域における累積圧下率が30%以上、950℃未満の温度域における累積圧下率が30〜70%となる熱間圧延を施し、その後、600℃以下までを冷却速度1.0℃/s以上で加速冷却し、冷却停止後、450〜650℃に焼戻し処理を施すことを特徴とする溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板の製造方法。
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