JP5194571B2 - 引張強さ570N/mm2級以上の溶接割れ感受性に優れた高張力鋼の製造方法 - Google Patents
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(1) 本発明では、鋼の溶接割れ感受性を改善するためにPcmを一定値以下に制限する。この値は、小さければ小さいほど溶接割れ感受性が改善し、溶接を行う前に行う鋼材の予熱温度を低下させることができ、作業効率を増加させることができる。特に、Pcmが0.3%未満となると、予熱温度が室温程度となり予熱が不要となる。したがって、Pcmの上限は0.3%未満とすることが望ましい。しかしながら、Pcmを低下させることは、概ね焼き入れ性を低下させたり、固溶強化や析出強化を通じて強度に寄与する元素を低減させたりすることになり、鋼の強度を低下させる。
(6) 本発明では、主として、強制冷却の終了温度を通常の焼入より高温(通常の焼入では室温程度)の適正な温度範囲に制御することにより、ベイナイトを中心に生成させ、マルテンサイトやM−A混合物の生成を抑制できることがわかった。また、そのような適正範囲を満足できず、マルテンサイトやM−Aが生成してしまった場合でも、100℃超の温度に加熱した後に放冷すれば、いわゆる自己焼戻の効果により、時効硬化が得られ、降伏強度を改善できる。また、100℃超に加熱する温度を更に高温にすれば、マルテンサイトやM−A混合物も分解され、靱性もより改善される。
Pcm[%]=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B
先ず、本発明を実現するために必要な条件である鋼成分の限定理由について説明する。なお、以下の説明では、特に断らない限り、各成分の%は、質量%を表すものとする。
Cは、鋼の強化を行うのに有効な元素である。しかしながら、Cが0.0001%以下では強度を得るのに不十分となるため、その下限を0.0001%超とした。一方、Cが0.15%以上になると、溶接性を顕著に劣化させるので、その上限を0.15%未満とした。とりわけCが0.02%未満の場合は、鋼中にパーライトやM−A混合物の生成が顕著に抑制されるので、母材及び溶接部靱性の改善などの観点から更に望ましい。
Siは、脱酸元素として、また、鋼の強化元素として有効な元素である。しかしながら、Siが0.001%以下ではその効果がないため、その下限を0.001%超とした。一方、Siが0.5%以上となると、低温靱性や鋼の表面性状を損ない、また、鋼中にM−A混合物の生成が顕著に促進されるので、その上限を0.5%未満とした。なお、このようなM−A混合物は、Siを0.03%未満にすると、その抑制効果が顕著に表れるので、Siを0.03%未満とすることが更に好ましい。
Mnは、鋼の強化及び焼き入れ性を向上させるのに有効な元素である。また、上述した知見に基づいて、Mnの含有量を2.5%超とした場合には、鋼の母材の低温靱性、特に溶接部の低温靱性を改善する効果が得られることから、その下限を2.5%超とした。一方、Mnの含有量が5%以上になると、Mnのミクロ偏析や中心偏析が顕著となり、溶接部靱性や母材靱性を劣化させる。また、Mnの含有量が5%以上になると、鋼の加工性や表面性状を劣化させるので、その上限を5%未満とした。
B(ボロン)は、Pcmをあまり増加させずに、鋼の焼き入れ性を増加させ強度を得やすくする元素である。なお、Bは、極めて微量でその効果を発揮し、その量は分析下限値である0.0003%程度でも有効と考えられる。したがって、Bの下限は0.0003%超とした。一方、Bの過剰な添加は、逆に鋼の焼き入れ性を低下させたり、鋳片割れの原因等になる。このような観点から、Bの上限は0.005%未満とした。Bの上限は、後述の実施例に基づいて、0.014%以下とする。
次に、溶接割れ感受性を示すPcmは、0.3%程度となると、溶接に先立って行う鋼材の予熱温度が室温程度となり予熱作業が不要となるメリットがあるため、その上限を0.3%未満とした。但し、Pcmは、鋼の強度が低いほど下げることが可能であるので、目標強度に応じて、0.18%程度を下限として、できるだけ低減することが望ましい。0.18%程度を目標値とするのは、これ以上Pcmを低減しても予熱が不要であることに変わりがないからである。
(Ni:0.001%以上、5%以下)
(Cr:0.001%以上、4%以下)
(Mo:0.001%以上、3%以下)
Cu、Ni、Cr、Moは、鋼の焼き入れ性や強度を増加させる目的で選択的に添加することができる。このうち、Cuは、鋼の焼き入れ性を増加させるとともに鋼中において固溶強化や金属Cuの析出相を形成し、微細組織の形成の促進や延性の劣化を抑制した析出強化が得られる。しかしながら、Cuの含有量が4%超となると、鋼の熱間加工性などを劣化させるので、その上限を4%とした。一方、Ni、Cr、Moは、何れも鋼の焼入れ性を向上させるとともに強度を増加させる元素であり、その添加により鋼の強度を高めることができる。しかしながら、過度の添加は鋼の靭性及び溶接性を損なうため、Niはその上限を5%、Crはその上限を4%、Moはその上限を3%とした。また、Cu、Ni、Cr、Moの下限を0.001%としたのは、これ未満では上記効果が得られないからである。
(Ti:0.0001%以上、0.1%以下)
(Nb:0.0001%以上、0.022%以下)
V、Nb、Tiは、結晶粒の微細化と析出強化の面で有効に機能するので靭性を劣化させない範囲で選択的に添加することができる。このような観点から、その添加量の上限をVで0.2%、Nbで0.1%、Tiで0.1%とした。また、V、Nb、Tiの下限を0.0001%としたのは、これ未満では上記効果が得られないからである。Nbの上限は、後述の実施例に基づいて0.022%以下とする。
(Mg:0.0001%以上、0.02%以下)
(REM:0.0001%以上、0.1%以下)
Ca、Mg、REM(希土類元素)は、Sの無害化に有効であるので選択的に添加することができる。しかしながら、過度の添加は靭性を損なうため、Ca、Mgについては、その上限を0.02%、REMについては、その上限を0.1%とする。また、Ca、Mg、REMの下限を0.0001%としたのは、これ未満では上記効果が得られないからである。
(Zr:0.0001%以上、0.3%以下)
(Ta:0.0001%以上、0.3%以下)
(Hf:0.0001%以上、0.3%以下)
Al、Zr、Ta、Hfは、脱酸元素又は炭窒化物形成元素として選択的に添加することができる。しかしながら、Alについては0.1%を超えて、Zr、Ta、Hfについては0.3%を越えて添加すると、鋼の靱性や表面性状を劣化させるので、Alの上限を0.1%、Zr、Ta、Hfの上限をそれぞれ0.3%とした。また、Al、Zr、Ta、Hfの下限を0.0001%としたのは、これ未満では上記効果が得られないからである。
Nは、上述したTi、Al、Zr、Ta、Hfと窒化物を形成し、オーステナイトの細粒化及びフェライトの再結晶粒の微細化に有効に作用するため、靭性を劣化させない範囲で選択的に添加することができる。このような観点から、Nの上限を0.05%とした。また、Nの下限を0.0001%としたのは、これ未満では上記効果が得られないからである。
(S:0.01%以下)
その他、不可避的不純物であるP、Sについては、Pを0.02%以下、Sを0.01%以下とすることが好ましい。
本発明の製造方法は、上記鋼成分を調整し、各成分が上記組成範囲となる鋼を鋳造した後、室温まで冷却することなくそのまま、又は一度室温まで冷却した後に、950℃以上、1250℃以下に再加熱し、Ar3点以上の温度で圧延を終了し、且つ、Ar3点以上の温度から、1℃/sec以上の冷却速度で室温以上、400℃以下の温度域まで強制冷却することを特徴とする。
具体的に、母材の強度特性のうち、YS[N/mm2]、TS[N/mm2]、YR[−]については、各鋼板(母材)から作製したJIS4号試験片を使用し、引張り試験により測定した。また、vTrs[℃]については、各鋼板(母材)及び溶接部から切り出したJIS4号試験片を使用し、Vノッチシャルピー試験による延性−脆性破面遷移温度を測定した。
vTE−5℃[J]については、溶接入熱を7KJ/mm相当の溶接したときの溶接部の靱性(シャルピー試験の−5℃における吸収エネルギー)で評価した。
斜めy型割れ試験については、JIS Z 3158に規定されているy型溶接割れ試験法に基づき、低水素溶材を使用して室温で行った。
なお、表11〜表14中において、本発明の範囲外となっている項目については、下線を付している。但し、特性の評価結果については、一定の評価を行うため、TSが780N/mm2未満の鋼板については、TSが570N/mm2級の鋼材としてYSが500N/mm2未満の場合に、また、TSが780N/mm2以上の鋼板については、TSが780N/mm2級以上の鋼材としてYSが650N/mm2未満の場合に、それぞれ下線を付している。さらに、vTrsについては、−20℃以上の場合に、また、vTE−5℃については、150J未満の場合に、それぞれ下線を付している。また、斜めy割れ試験結果については、◎は割れ無し、×は割れ有りを表している。
このうち、No.65の鋼板(比較例)は、Mnの含有量が不足している。このため、強度が不足する結果となった。また、Mnの含有量が不足するために、本発明の主旨の一つであるMnによる溶接部靱性(HAZ靱性)の改善効果が減少してしまい、この値が劣化する結果となった。
Claims (6)
- 質量%で、
C :0.0001%超、0.15%未満、
Si:0.001%超、0.5%未満、
Mn:2.5%超、5%未満、
B :0.0003%超、0.0014%以下、
Al:0.0001%以上、0.1%以下、
N :0.0001%以上、0.05%以下
を含有し、且つ、下記式で表されるPcmが0.3%未満であり、残部Fe及び不可避的不純物からなる鋼を鋳造した後、室温まで冷却することなくそのまま、又は一度室温まで冷却した後に、950℃以上、1250℃以下に再加熱し、Ar3 点以上の温度で圧延を終了し、且つ、Ar3 点以上の温度から、1℃/sec以上の冷却速度で室温以上、400℃以下の温度域まで強制冷却することを特徴とする、引張強さ570N/mm2 級以上の溶接割れ感受性に優れた高張力鋼の製造方法。
Pcm[%]=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B - 更に、質量%で、
Cu:0.001%以上、4%以下、
Ni:0.001%以上、5%以下、
Cr:0.001%以上、4%以下、
Mo:0.001%以上、3%以下
のうち少なくとも1種又は2種以上を含有することを特徴とする、請求項1に記載の引張強さ570N/mm2 級以上の溶接割れ感受性に優れた高張力鋼の製造方法。 - 更に、質量%で、
V :0.0001%以上、0.2%以下、
Ti:0.0001%以上、0.1%以下、
Nb:0.0001%以上、0.022%以下
のうち少なくとも1種又は2種以上を含有することを特徴とする、請求項1又は2に記載の引張強さ570N/mm2 級以上の溶接割れ感受性に優れた高張力鋼の製造方法。 - 更に、質量%で、
Ca:0.0001%以上、0.02%以下、
Mg:0.0001%以上、0.02%以下、
REM:0.0001%以上、0.1%以下
のうち少なくとも1種又は2種以上を含有することを特徴とする、請求項1乃至3の何れか一項に記載の引張強さ570N/mm2 級以上の溶接割れ感受性に優れた高張力鋼の製造方法。 - 更に、質量%で、
Zr:0.0001%以上、0.3%以下、
Ta:0.0001%以上、0.3%以下、
Hf:0.0001%以上、0.3%以下
のうち少なくとも1種又は2種以上を含有することを特徴とする、請求項1乃至4の何れか一項に記載の引張強さ570N/mm2 級以上の溶接割れ感受性に優れた高張力鋼の製造方法。 - 前記室温以上、400℃以下の温度域まで強制冷却した後、又はその後に、室温以上、100℃以下の温度域まで空冷した後、100℃超、650℃以下の温度で熱処理を行うことを特徴とする、請求項1乃至5の何れか一項に記載の引張強さ570N/mm2 級以上の溶接割れ感受性に優れた高張力鋼の製造方法。
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