JP5233020B2 - 降伏強さ８００ＭＰａ級の低溶接割れ感受性鋼板およびその製造方法 - Google Patents

降伏強さ８００ＭＰａ級の低溶接割れ感受性鋼板およびその製造方法 Download PDF

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Description

本発明は、高強度構造用鋼に関し、詳しくは、降伏強さ８００ＭＰａ級の極細ベイナイトラスの低溶接割れ感受性の鋼板に関する。
溶接冷間割れは、最も頻繁に発生する溶接欠陥であり、特に、高強度の低合金鋼や中合金鋼を溶接する場合、強度等級が高くなるほど、冷間割れの発生が頻繁になる傾向がある。冷間割れの発生を防止するために、溶接前の予熱処理、溶接後の熱処理を行うのが一般であるが、強度が高いほど、予熱温度も上昇するので、溶接工程が複雑になり、特殊な状況においては、操作不能になる可能性もあり、溶接構造の安全性と信頼性をおびやかし、大型鋼構造に対しては、このようなことはより深刻になる。石油化学、高層ビル、橋梁、造船等の産業においては、大型の高強度鋼構造に予熱、溶接後の熱処理が施されないため、鋼の溶接割れ感受性組成Ｐｃｍをできるだけ低下させる必要があり、そこで、冶金業界では、低溶接割れ感受性の高強度鋼板の開発を始めた。
低溶接割れ感受性の高強度鋼（「ＣＦ ｓｔｅｅｌ」とも言われる）は、優れた溶接性と低温靭性を有する高強度の低合金鋼であり、溶接前に予熱処理を施さなくても、或いは少しの予熱処理を施しておけば、割れが発生しないという利点があり、主に大型鋼構造体の溶接工事の問題点を解決した。
Ｐｃｍを低下させる手段としては、炭素或いは合金元素の添加量を減らすものがあるが、焼き入れ・焼き戻し処理により生産される高強度鋼に対して、炭素と合金元素の添加量を減らすと、鋼の強さの低下を避けられないことになる。加工熱制御プロセス（ＴＭＣＰ（；ｔｈｅｒｍｏ−ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ ｃｏｎｔｒｏｌｌｅｄ ｒｏｌｌｉｎｇ ａｎｄ ｃｏｏｌｉｎｇ ｐｒｏｃｅｓｓｅｓ））によれば、このような欠陥を補うことができる。また、調質（焼き入れ・焼き戻し）処理と比べ、加工熱制御プロセス（ＴＭＣＰ）は、結晶粒を微細化して鋼の低温靭性を高めるメリットもある。
現在、ＴＭＣＰ技術により生産される低溶接割れ感受性鋼の合金成分は、一般にＭｎ−Ｎｉ−Ｎｂ−Ｍｏ−ＴｉとＳｉ−Ｍｎ−Ｃｒ−Ｍｏ−Ｎｉ−Ｃｕ−Ｎｂ−Ｔｉ−Ａｌ−Ｂ系のものである。国際公開番号ＷＯ９９／０５３３５号公報には、ＴＭＣＰプロセスにより生産された高強度の低合金鋼が開示されており、この低合金鋼は、化学成分として、Ｃ：０．０５〜０．１０重量％、Ｍｎ：１．７〜２．１重量％、Ｎｉ：０．２〜１．０重量％、Ｍｏ：０．２５〜０．６重量％、Ｎｂ：０．０１〜０．１０重量％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３重量％、Ｐ≦０．０１５重量％、Ｓ≦０．００３重量％を含んでいる。また、中国特許公開番号ＣＮ１５２１２８５号公報には、超低炭素ベイナイト鋼が開示されており、この超低炭素ベイナイト鋼は、化学成分として、Ｃ：０．０１〜０．０５重量％、Ｓｉ：０．０５〜０．５重量％、Ｍｎ：１．０〜２．２重量％、Ｎｉ：０．０〜１．０重量％、Ｍｏ：０．０〜０．５重量％、Ｃｒ：０．０〜０．７重量％、Ｃｕ：０．０〜１．８重量％、Ｎｂ：０．０１５〜０．０７０重量％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３重量％、Ｂ：０．０００５〜０．００５重量％、Ａｌ：０．０１５〜０．０７重量％を含んでいる。
上記開示された二種類の鋼種の合金元素設計はそれぞれＭｎ−Ｎｉ−Ｎｂ−Ｍｏ−ＴｉおよびＳｉ−Ｍｎ−Ｃｒ−Ｍｏ−Ｎｉ−Ｃｕ−Ｎｂ−Ｔｉ−Ａｌ−Ｂ系であり、ＭｏとＮ
ｉは何れも貴重な合金である。添加される合金元素の種類と総量に基づいて分析すると、このような鋼種の生産コストは高く、そして、上記二種類の鋼種は何れも焼き戻し熱処理によるものであるので、鋼板の生産工数が増加し、鋼板の生産コストが上がり、かつ、それらのＰｃｍ値は高く、溶接性能に対して不利な影響がある。
上記問題を解決するために、本発明者はＳｉ−Ｍｎ−Ｎｂ−Ｍｏ−Ｖ−Ｔｉ−Ａｌ−Ｂ系の鋼種を採用して、Ｖの強化作用を利用し、加工熱制御プロセスにより、調質処理を必要としないまま、降伏強さ８００ＭＰａ級の極細ベイナイトラスの低溶接割れ感受性の鋼板を開発した。この鋼板は、優れた低温靭性と溶接性を持っている。
発明の開示
本発明の一つの目的は、降伏強さ８００ＭＰａ級の低溶接割れ感受性の鋼板を提供することである。
本発明のもう一つの目的は、上記低溶接割れ感受性の鋼板の製造方法を提供することである。
本発明の第一局面は、降伏強さ８００ＭＰａ級の低溶接割れ感受性の鋼板を提供する。この鋼板は、Ｃ：０．０３〜０．０８重量％、Ｓｉ：０．０５〜０．７０重量％、Ｍｎ：１．３０〜２．２０重量％、Ｍｏ：０．１０〜０．３０重量％、Ｎｂ：０．０３〜０．１０重量％、Ｖ：０．０３〜０．４５重量％、Ｔｉ：０．００２〜０．０４０重量％、Ａ１：０．０２〜０．０４重量％、Ｂ：０．００１０〜０．００２０重量％、残部がＦｅおよび不可避的不純物である化学成分を備え、かつ、溶接割れ感受性組成Ｐｃｍ≦０．２０％を満たすものである。
上記低溶接割れ感受性の鋼板は、極細ベイナイトラス組織構造を有している。
低溶接割れ感受性の鋼板の溶接割れ感受性組成Ｐｃｍは、以下の式により決定できる。
Ｐｃｍ（％）＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｎｉ／６０＋（Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｃｕ）／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ。
溶接割れ感受性組成Ｐｃｍは、鋼の溶接冷間割れの傾向を反映する判定指標であり、Ｐｃｍが低いほど、溶接性が良くなり、逆は、溶接性が悪くなる。「溶接性が良い」とは、溶接時の溶接割れを発生しにくいという意味であり、溶接性の悪い鋼は、割れを発生しやすい。割れの発生を避けるためには、溶接の前に鋼を必ず予熱しなければならない。溶接性が良いほど、必要とする予熱温度が低くなり、逆は、高い予熱温度が必要となる。中華人民共和国の非鉄金属業界標準ＹＢ／Ｔ ４１３７−２００５の規定によると、マークＱ８００ＣＦの鋼材のＰｃｍ値は０．２８％より低くなければならない。本発明の低溶接割れ感受性の鋼板のＰｃｍ値が０．２８％より低いと、標準の規定に合い、優良な溶接性能を持っている。
以下、本発明における降伏強さ８００ＭＰａ級の低溶接割れ感受性鋼板の化学成分の作用について、詳しく説明する。
Ｃ：オーステナイト域を拡大させる。焼き入れにより形成された過飽和フェライト組織におけるＣは、鋼の強度を高めることができるが、溶接性能に対しては不利である。Ｃの含有量が高いほど溶接性能が悪くなり、ＴＭＣＰプロセスにより生産されるベーナイト鋼に対しては、Ｃの含有量が低いほど靱性が良くなる。Ｃの含有量が低ければ、より厚く、靭性の高い鋼板を生産するとともに、転位密度の高い極細のベイナイト組織を得ることができる。そのため、本発明におけるＣの含有量は、０．０３〜０．０８重量％に設定され
る。
Ｓｉ：炭化物として鋼に存在せず、固溶体としてベイナイト、フェライトまたはオーステナイトに存在して、鋼におけるベイナイト、フェライトまたはオーステナイトの強度を高め、その固溶強化作用は、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｗ、ＭｏおよびＶより強い。また、Ｓｉは、オーステナイトにおける炭素の拡散速度を低下させることもでき、ＣＣＴ曲線におけるフェライトとパーライトのＣ曲線を右に移動させて、連続冷却の過程中におけるベイナイト組織の形成に寄与する。本発明において０．７０重量％以下のＳｉが鋼に添加されることは、鋼の強度と靭性との一致関係の向上に寄与する。
Ｍｏ：元素をフェライト化させ、オーステナイト域を小さくする。Ｍｏはオーステナイトとフェライトに固溶すると、鋼の強度を高めるとともに、鋼の焼入性を向上させ、焼き戻し脆性を防止することができる。Ｍｏはとても貴重な元素であり、本発明では焼き戻し調質処理をする必要がないので、コストを低下させるために、０．３０重量％以下のＭｏを添加すればよい。
Ｎｂ：本発明では、多くのＮｂを添加することにより、結晶粒の微細化と鋼板厚さの増加を達成するとともに、鋼の未再結晶温度を高め、圧延中相対的に高い圧延仕上げ温度を使用することに寄与して、圧延速度を速め、生産率を向上させる。さらに、結晶粒微細化作用が強化されたため、生産可能な鋼板の厚さが増える。本発明では０．０３〜０．１０重量％のＮｂを添加することにより、Ｎｂの固溶強化作用と細粒化強化作用の双方を考慮した。
Ｖ：元素をフェライト化させ、オーステナイト域を大幅に小さくする。高温でオーステナイトに溶入したＶは、鋼の焼入性を向上させることができる。鋼におけるＶの炭化物Ｖ４Ｃ３は比較的に安定しているので、結晶粒界の移動と結晶粒の成長を抑制できる。Ｖは、溶接継目金属の鋳放しミクロ組織の微細化及び溶接熱影響部の過熱に対する感受性の低下を実現できるとともに、溶接熱影響部の融解線に近い結晶粒の過剰な成長と粗化を防止でき、溶接性に対して有利である。本発明では０．０３〜０．４５重量％のＶを添加することにより、鋼の強度を比較的大幅に高めることができる。ＶとＣｕは、鋼において何れも析出強化作用を奏しているが、わずかなＶを添加すれば、Ｃｕと同等の析出強化效果を発揮できる。さらに、Ｃｕは鋼における結晶粒界クラックを招きやすいので、少なくともその含有量の半分となるＮｉを添加しなければ、クラックを避けることができない。しかしながら、Ｎｉもとても貴重な合金元素である。そのため、Ｃｕの代わりに、Ｖを使用すると、鋼の製造コストを大幅に低下させることができる。
Ｔｉ：元素をフェライト化させ、オーステナイト域を大幅に小さくする。Ｔｉの炭化物ＴｉＣは比較的に安定しているので、結晶粒の成長を抑制できる。Ｔｉはオーステナイトに固溶すると、鋼の焼入性の向上に寄与する。Ｔｉは２５０〜４００℃での焼き戻し脆性を低下させることができるが、本発明では調質処理をする必要がないので、Ｔｉの添加量を減少することができる。本発明では、０．００２〜０．０４０重量％のＴｉを添加することにより、微細的な炭窒化物の析出を形成し、ベイナイトラス組織を微細化することができる。
Ａｌ：オーステナイトのフェライトへの相変態駆動力を増やすことができ、オーステナイト相を大幅に小さくする。Ａｌは鋼においてＮと互いに作用し、小さく且つ分散的なＡｌＮの析出を形成することによって、結晶粒の成長を抑制し、結晶粒の微細化及び鋼の低温靭性の向上を実現することができる。Ａｌの含有量が多すぎると、鋼の焼入性と溶接性能に不良な影響を与える。本発明では、０．０４重量％以下のＡｌ微細化結晶粒を添加することにより、鋼板の靭性を向上させるとともにその溶接性能を確保することができる。
Ｂ：鋼の焼入性を顕著に増加することができる。本発明では０．００１〜０．００２重量％のＢを添加することにより、所定の冷却条件において、鋼に高強度のベイナイト組織を比較的容易に形成することができる。
本発明の第２局面は、製錬、鋳造、加熱、圧延、冷却の各工程を備え、圧延工程の後に調質熱処理をしないまま冷却工程に入る、降伏強さ８００ＭＰａ級の低溶接割れ感受性鋼板の製造方法を提供する。
一つの好ましい実施形態では、鋳造後のビレット又はインゴットの厚さは鋼板完成品の厚さの４倍以上である。
もう一つの好ましい実施形態では、上記加熱工程において、加熱温度は１０５０〜１１８０℃であり、保温時間は１２０〜１８０分間である。
もう一つの好ましい実施形態では、上記圧延は第１段階の圧延と第２段階の圧延に分けられる。
もう一つの好ましい実施形態では、上記第１段階の圧延の過程中において、圧延開始温度は１０５０〜１１５０℃であり、圧延材の厚さが鋼板完成品の厚さの２〜３倍になった時、ローラテーブル上で温度が８００〜８６０℃になるまで待つ。
もう一つの好ましい実施形態では、上記第２段階の圧延の過程中において、パスの変形率は１０〜２８％であり、圧延終了温度は７８０〜８４０℃である。
もう一つの好ましい実施形態では、上記冷却工程において、鋼板が加速冷却装置に入って、１５〜３０℃／Ｓの速度で３５０〜４００℃まで冷却されて、水中から出た後、空冷される。
もう一つのさらに好ましい実施形態では、空冷として、スタッキングまたは冷却ベッドによる冷却が使用される。
本発明の降伏強さ８００ＭＰａ級の低溶接割れ感受性鋼板の製造方法において、主要な手順のプロセス制御原理を以下のように分析する。
１、圧延工程
圧延材の厚さが鋼板完成品の厚さの２〜４倍になった時、ローラテーブル上で圧延材の温度が８００〜８６０℃になるまで待つ。Ｎｂを含む鋼である場合、その未再結晶温度は約９５０〜１０５０℃であるので、まず１０５０〜１１５０℃の高い温度で圧延して、オーステナイトに一定の転位密度を形成する。そして、圧延ビレットの温度を８００〜８６０℃まで低下させる緩和過程において、オーステナイト結晶粒の内部に回復・静的再結晶過程が発生し、オーステナイト結晶粒が微細化される。緩和過程においては、Ｎｂ、Ｖ及びＴｉの炭窒化物の単独析出と複合析出とが同時に発生し、析出された炭窒化物が転位と亜結晶粒界の動きとをピン止めし、オーステナイトの結晶粒内に大量の転位を保つとともに、冷却過程でのベイナイトの形成に大量の核形成場所を提供する。８００〜８６０℃での圧延により、オーステナイト内の転位密度が大幅に増加し、転位上に析出した炭窒化物により変形後の結晶粒の粗大化が抑制された。変形誘導析出の作用により、大きいパスの変形率は更に細かく且つ分散した析出物の形成に寄与する。高密度転位と細かく且つ分散した析出物はベイナイトに対して高密度の核形成場所を提供し、第２相粒子のベイナイト成長境界に対するピン止め作用によりベイナイトラスの成長と粗大化が抑制され、鋼の強
度及び靭性の双方に対して、有利な作用を奏した。
圧延終了温度は未再結晶域の低温段に設定される。また、当該温度域は相変化点Ａｒ３に近い、つまり、圧延終了温度は７８０〜８４０℃であり、この温度範囲内で圧延を終了すると、変形が増加し、回復が抑制される。従って、オーステナイト内の欠陥が増加し、ベイナイトの相変化に対して更に大きいエネルギーの蓄積が提供されるとともに、ミルに過大な負荷を加えることもなく、厚い板の生産に適している。
２、冷却工程
圧延終了後、鋼板は加速冷却装置に入り、１５〜３０℃／秒の速度で４５０〜５５０℃まで冷却される。早い冷却速度によりフェライトとパーライトの形成が回避され、直接にＣＣＴ曲線のベイナイト変換域に入る。ベイナイトの相変態駆動力は以下のように表すことができる。
Figure 0005233020
ただし、
Figure 0005233020
は化学駆動力であり、
Figure 0005233020
は欠陥による歪み蓄積エネルギーである。早い冷却速度により、オーステナイトが過冷却され、化学相変態駆動力が増加し、圧延過程による歪み蓄積エネルギー
Figure 0005233020
を結合して考えると、ベイナイト核形成の駆動力が増加される。結晶粒内の高転位密度によって、ベイナイトの核形成場所が増加し、熱力学と動力学の二つの要因を考えると、ベイナイトは相当なレートで核形成する。早い冷却速度によりベイナイトの変換が直ちに完成し、ベイナイトフェライトラスの粗大化が抑制される。加速冷却装置から出た後、４５０〜５５０℃でスタッキングする或いは冷却ベッドにより空冷することにより、フェライト内のＶの炭化物の析出がさらに完全し、析出強化の強度に対する貢献が上がる。
高強度の機械設備及び工程建設用鋼には、高い強度及び優れた靭性が必要である。各要因の強度に対する貢献は、以下の式で表すことができる。
Figure 0005233020
ただし、
Figure 0005233020
は細粒化強化であり、
Figure 0005233020
は析出強化であり、
Figure 0005233020
は固溶強化であり、
Figure 0005233020
は転位強化である。鋼板の熱機械処理には、一般に加工熱制御プロセス（ＴＭＣＰ）が採用され、変形率と冷却速度を制御することにより、ミクロ組織の微細化又は極細ベイナイト等の高強度組織の形成を実現して、鋼の降伏強さを高める。改良されたＴＭＣＰ及び緩和制御析出（ＲＰＣ）技術により、安定な転位ウェブが形成され、転位と亜結晶粒界で分散且つ細かい第２相粒子が析出し、また、核形成の促進と成長の抑制により、ベイナイトラスの微細化が実現され、転位強化、析出強化及び細粒化強化の複合効果を奏して、鋼の強度と靭性を高める。その基本原理は、以下である。
鋼板が再結晶区において十分に変形し、変形したオーステナイト内に高い欠陥累計を形成し、オーステナイト内の転位密度を大幅に高める。圧延過程で発生する回復及び再結晶により、元のオーステナイトの結晶粒が微細化される。圧延変形後の制御冷却緩和過程において、晶内転位は再配列し、また、刃状転位には静水圧フィールドが存在しているので、格子間原子、例えばＢ等は、転位、結晶粒界及び亜結晶粒界へ集中し、転位移動性が低下する。変形による高密度転位は回復の過程中において進化を経て、安定な転位ウェブを形成する。緩和過程において、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ等の微量合金元素は（Ｎｂ，Ｖ，Ｔｉ）ｘ（Ｃ，Ｎ）ｙ等の化学量論比の異なる炭窒化物として結晶粒界、亜結晶粒界及び転位で析出する。析出された炭窒化物等の二相粒子は、結晶粒内の転位と亜結晶粒界をピン止めして、転位壁等のサブ構造を安定させる。
緩和後の圧延は鋼内の転位密度を更に高める。緩和後の変形オーステナイトが加速冷却される時、有する転位と炭窒化物析出パタンの変形オーステナイト結晶粒が相変化し始める場合は、変形後の緩和をせず、大量の転位が混乱に分布する場合と、以下の点で違う。
まずは、一定のミスオリエンテーションがある亜結晶粒界は核形成の優先部位であり、その近くにベースと異なる異相境界のある第２相が析出すると、相変化時の新しい相核の
形成に一層有利であり、また、緩和後、大量の新しい相結晶粒は元のオーステナイト結晶粒内で核形成する。次に、緩和後で一定量の転位は亜結晶粒界へ移動し、ある程度で亜結晶の間のミスオリエンテーションを増加させた。中間温度変換によるもの、例えばベイナイトは、亜結晶粒界の核形成後、成長過程で前方の亜結晶粒界によって阻害される。ベイナイトフェライトの形成時、その相変化境界は析出した第２相炭窒化物粒子のドラッグ効果により、その成長過程が阻止される。ＴＭＣＰ・ＲＰＣプロセスによる高密度転位ウェブ構造及び第２相の析出は、ベイナイトフェライトの核形成に大量な潜在的な核形成場所を提供する。第２相粒子は運動境界に対してドラッグ効果があり、また、進化を経た亜結晶粒界はベイナイトの成長に対して抑制効果がある。
従って、本発明の製造プロセスはベイナイトの核形成の促進及びベイナイト成長の抑制の複合効果が奏して、最終の組織を微細化した。
本発明の実施例５に係る低溶接割れ感受性鋼板のミクロ組織の走査型電子顕微鏡写真である。 本発明の実施例５に係る低溶接割れ感受性鋼板のミクロ組織のＴＥＭ写真である。
発明を実施するための最良の形態
以下、実施例を用いて図面を参照しながら、本発明をさらに詳しく説明する。これらの実施例は本発明を実施するための最良の形態の例示であり、本発明の範囲を何らかに限定するものではない。
実施例１
表１に示す化学成分を電気炉または転炉で製錬して、ビレットまたはインゴットを鋳造し、ビレット又はインゴットを１１００℃まで加熱し、１２０分間保温して、中、厚ミル上で第１段階の圧延を行い、圧延開始温度は１０５０℃であり、圧延材の厚さが６０ｍｍになった時、ローラテーブル上で圧延材の温度が８５０℃になるまで待ち、その後第２段階の圧延を行った。第２段階の圧延のパスの変形率（Ｐａｓｓ ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ
ｒａｔｅ）は１５〜２８％であり、圧延終了温度は８３０℃であり、鋼板完成品の厚さは２０ｍｍであった。圧延の終了後、鋼板を加速冷却（ＡＣＣ）装置に入れ、３０℃／Ｓの速度で５００℃まで冷却し、水中から出した後、スタッキングまたは冷却ベッドにより冷却した。
実施例２
実施の方式が実施例１とほぼ同じものであるが、加熱温度は１０５０℃であり、保温時間は２４０分間であった；第１段階の圧延の圧延開始温度は１０４０℃であり、圧延材の厚さは９０ｍｍであった；第２段階の圧延の圧延開始温度は８４０℃であり、パスの変形率は１５〜２０％であり、圧延終了温度は８１０℃であり、鋼板完成品の厚さは３０ｍｍである；鋼板冷却速度は２５℃／Ｓであり、終了温度は４９０℃であった。
実施例３
実施の方式は実施例１とほぼ同じものであるが、加熱温度は１１５０℃であり、保温時間は１５０分間であった；第１段階の圧延の圧延開始温度は１０８０℃であり、圧延材の厚さは１２０ｍｍであった；第２段階の圧延の圧延開始温度は８３０℃であり、パスの変形率は１０〜１５％であり、圧延終了温度は８２０℃であり、鋼板完成品の厚さは４０ｍｍであった；鋼板冷却速度は２０℃／Ｓであり、終了温度は５３０℃であった。
実施例４
実施の方式は実施例１とほぼ同じものであるが、加熱温度は１１２０℃であり、保温時間は１８０分間であった；第１段階の圧延の圧延開始温度は１０７０℃であり、圧延材の厚さは１５０ｍｍであった；第２段階の圧延の圧延開始温度は８３０℃であり、パスの変形率は１０〜２０%であり、圧延終了温度は８００℃であり、鋼板完成品の厚さは５０ｍｍであった；鋼板冷却速度は１５℃／Ｓであり、終了温度は５１５℃であった。
実施例５
実施の方式は実施例１とほぼ同じものであるが、加熱温度は１１３０℃であり、保温時間は１８０分間であった；第１段階の圧延の圧延開始温度は１０８０℃であり、圧延材の厚さは１５０ｍｍであった；第２段階の圧延の圧延開始温度は８４０℃であり、パスの変形率は１０〜１５％であり、圧延終了温度は８１０℃であり、鋼板完成品の厚さは６０ｍｍであった；鋼板冷却速度は１５℃／Ｓであり、終了温度は４８０℃であった。
実施例６
実施の方式は実施例１とほぼ同じものであるが、加熱温度は１１２０℃であり、保温時間は１８０分間であった；第１段階の圧延の圧延開始温度は１０５０℃であり、圧延材の厚さは１２０ｍｍであった；第２段階の圧延の圧延開始温度は８２０℃であり、パスの変形率は１５〜２５％であり、圧延終了温度は７８０℃であり、鋼板完成品の厚さは４０ｍｍであった；鋼板冷却速度は２０℃／Ｓであり、終了温度は５４０℃であった。
Figure 0005233020
試験例１
本発明の実施例１−６に係る低溶接割れ感受性鋼板に対して機械的特性テストを行い、そのテスト結果を表２に示す。
Figure 0005233020
表１と表２から分かるように、本発明の低溶接割れ感受性鋼板は、Ｐｃｍ≦０．２０％、降伏強さが何れも８００ＭＰａよりも大きく、引張強さが９００ＭＰａよりも大きく、シャルピー衝撃エネルギーＡｋｖ（−２０℃）≧１５０Ｊ、板厚さが６０ｍｍに到達でき、良好な低温靭性と溶接性を持っているものであった。
試験例２
本発明の実施例１に係る低溶接割れ感受性鋼板に対して溶接性能試験（ｙ形溶接割れ試験）を行ったところ、室温と５０℃の条件において、何れもクラックが見当たらなかった（表３を参照）。これにより、本発明の鋼板は溶接性能が良く、溶接の時、一般に予熱する必要がない。
Figure 0005233020
試験例３
本発明の実施例５に係る低溶接割れ感受性鋼板のミクロ組織を研究して、その走査型電子顕微鏡写真及びＴＥＭ写真をそれぞれ図１ａ及び図１ｂに示す。
図１ａから分かるように、ベイナイトラスは微細化され、ベイナイトラスのへりで炭化物の析出があり、また、ベイナイトラス上も同様に微細的な析出があった。図１ｂから分かるように、ベイナイトラスは細かいナノスケールのベイナイトラスから構成されていた。
以上のように、本発明の鋼板は微細化されたベイナイトラス組織構造を有するとともに、ナノスケールの超微細ベイナイトラスサブ構造を有している。極細的なベイナイトラス組織構造は細粒化の強化効果を奏し、極細ラス粒界に沿って析出する第２相粒子は析出の強化効果を奏し、極細ベイナイトラス内の転位構造は転位の強化効果を奏する。これらの強化効果の複合効果により、本発明の鋼板の強度と靭性が確保された。
産業上の利用可能性
本発明の有益な効果は、次の通りである。
１、化学成分の合理的な設計により、Ｃの含有量が大幅に低下されたとともに、Ｍｏの一部の代わりに、Ｍｎ等の安い合金元素を使用し、Ｃｕの析出強化作用の代わりに、ＶのＣ、Ｎ化合微細析出粒子で析出強化し、Ｎｉ等の貴重な元素を添加する必要はなく、かつ、合金元素の含有量が少なく、原材料費が低く、溶接割れ感受性が小さく、溶接前に予熱する必要がない。
２、本発明の鋼板によれば、別に調質熱処理をする必要がないので、製造工程が簡単化され、鋼の製造コストが低減される。
３、成分及びプロセスの合理的な設計により、実施の效果から見れば、プロセスシステムにゆとりがあり、中・厚鋼板のライン上で安定的に生産することができる。
４、本発明の低溶接割れ感受性の鋼板は、降伏強さが８００ＭＰａより高く、引張強さが９００ＭＰａより高く、シャルピー衝撃エネルギーＡｋｖ（−２０℃）が１５０Ｊ以上であり、板厚さが６０ｍｍに到達でき、溶接割れ感受性組成Ｐｃｍが０．２０％以下であり、良好な溶接性能を持っている。

Claims (10)

  1. 降伏強さ８００ＭＰａ級の低溶接割れ感受性鋼板であって、前記低溶接割れ感受性鋼板は、Ｃ：０．０３〜０．０８重量％、Ｓｉ：０．０５〜０．７０重量％、Ｍｎ：１．３０〜２．２０重量％、Ｍｏ：０．１０〜０．３０重量％、Ｎｂ：０．０３〜０．１０重量％、Ｖ：０．０３〜０．４５重量％、Ｔｉ：０．００２〜０．０４０重量％、Ａｌ：０．０２〜０．０４重量％、Ｂ：０．００１０〜０．００２０重量％、残部がＦｅ及び不可避的不純物であり、かつ、溶接割れ感受性組成Ｐｃｍ≦０．２０％を満たすことを特徴とする降伏強さ８００ＭＰａ級の低溶接割れ感受性鋼板。
  2. 前記鋼板は極細ベイナイトラス組織構造を有していることを特徴とする請求項１に記載の降伏強さ８００ＭＰａ級の低溶接割れ感受性鋼板。
  3. 製錬、鋳造、加熱、圧延、冷却の各工程を備える請求項１に記載の降伏強さ８００ＭＰａ級の低溶接割れ感受性鋼板の製造方法であって、熱間圧延後、加速冷却することを特徴とする降伏強さ８００ＭＰａ級の低溶接割れ感受性鋼板の製造方法。
  4. 前記鋳造工程後のビレット又はインゴットの厚さは、最終板厚の４倍以上であることを特徴とする請求項３に記載の降伏強さ８００ＭＰａ級の低溶接割れ感受性鋼板の製造方法。
  5. 前記加熱工程において、加熱温度は１０５０〜１１８０℃であり、保温時間は１２０〜１８０分間であることを特徴とする請求項３に記載の降伏強さ８００ＭＰａ級の低溶接割れ感受性鋼板の製造方法。
  6. 前記圧延工程は２段階の工程からなることを特徴とする請求項３に記載の降伏強さ８００ＭＰａ級の低溶接割れ感受性鋼板の製造方法。
  7. 第１段階の圧延工程は、圧延開始温度は１０５０〜１１５０℃であり、圧延材の厚さが最終板厚の２〜４倍になった時、ローラテーブル上で温度が８００〜８６０℃になるまで待ち、その後、第２段階の圧延工程を行うことを特徴とする請求項６に記載の降伏強さ８００ＭＰａ級の低溶接割れ感受性鋼板の製造方法。
  8. 第２段階の圧延工程におけるパスの変形率は１０〜２８％であり、第２段階の圧延工程の圧延終了温度は７８０〜８４０℃であることを特徴とする請求項６に記載の降伏強さ８００ＭＰａ級の低溶接割れ感受性鋼板の製造方法。
  9. 前記冷却工程は、加速冷却装置内での強制冷却と空冷を備え、鋼板は、前記加速冷却装置に入り、１５〜３０℃／Ｓの速度で３５０〜４００℃まで冷却され、前記加速冷却装置から出た後、空冷されることを特徴とする請求項３に記載の降伏強さ８００ＭＰａ級の低溶接割れ感受性鋼板の製造方法。
  10. 前記空冷として、前記鋼板をスタックして冷却又は冷却床による冷却が行われることを特徴とする請求項９に記載の降伏強さ８００ＭＰａ級の低溶接割れ感受性鋼板の製造方法。
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