JP5685960B2 - 溶接熱影響部の靭性に優れた高強度鋼 - Google Patents
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Description
本発明は、大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた高強度鋼に関するものであり、特に５００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を施した場合の、溶接熱影響部の靭性に優れた引張強度５９０ＭＰａ級以上の高強度鋼に関する。
建築構造物のボックス柱の組立て溶接に適用されるサブマージアーク溶接やエレクトロスラグ溶接等では、施工の高能率化のため、５００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接が施されることがある。一般に、溶接入熱量が大きくなると、溶接熱影響部（以下ＨＡＺと呼ぶ）の組織が粗大化し靭性が低下する。これまでにも、上記ＨＡＺの靭性を改善する方法が種種、提案されている。
特許文献１には、極低Ｃ化により島状マルテンサイト（以下ＭＡと呼ぶ）の生成を抑制し、焼入性向上元素であるＭｎ、ＮｉおよびＣｒを適正に含有させることにより、γ粒界でのフェライトの生成を抑え、粒内における変態組織のブロックサイズの微細化を図ることにより５９０ＭＰａ級鋼のＨＡＺ靭性劣化を抑制する技術が開示されている。
特許文献２には、７８０ＭＰａ級鋼のＨＡＺ靭性を改善する方法として、ＭｎおよびＮｉ、Ｃｕを積極的に添加し、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ添加量を制限することでベイニティックフェライトを主体とする組織とし、またＴｉ、Ｎ量を適正化してＴｉＮを高温で安定化させてＨＡＺでのオーステナイト結晶粒の粗大化を防止する技術が開示されている。
特許文献１に開示の技術では，５９０ＭＰａ級鋼のＨＡＺ靭性を改善するために約１％のＮｉの添加を必要とする。Ｎｉは高価な元素であり、合金コストが嵩み、５９０ＭＰａ級鋼としてはコスト競争力にかける。またＭｎを２％程度と多めに添加するため、スラブの板厚中心位置でのＭｎの凝固偏析が強く、板厚中心部（１/２ｔ）での靭性が損なわれやすい。
特許文献２に開示の技術では７８０ＭＰａ級鋼のＨＡＺ靭性を改善するために約１から２％のＮｉの添加を必要とし、さらに０．２から０．５％のＭｏの添加を必要とする。ＮｉおよびＭｏは高価な元素であるため、合金コストが嵩み、コスト競争力に欠ける。またＭｎを２％程度と多めに添加するため、特許文献１の技術と同様にスラブの厚さ１/２ｔ位置でのＭｎの凝固偏析が強く、鋼板での板厚１/２ｔ部の靭性が損なわれやすい。
そこで、本発明は、５９０ＭＰａ級鋼以上の大入熱ＨＡＺ靭性を改善するにあたり、高価なＮｉやＭｏの使用量を極力抑えて合金コストを削減し、凝固偏析して板厚中央の靭性を損ないやすいＭｎの添加量も極力押さえた上で、高いＨＡＺ靭性が得られる製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは上記課題を解決するために、大入熱溶接を施した場合のＨＡＺ靭性に優れた高強度鋼を得るべく鋭意検討した結果、以下の知見を得た。
熱影響部の高靭性を安定して確保するには、極低Ｃ化してＭＡの生成を抑え、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｓｉなどの焼入れ性を高める元素を添加して、変態温度を低下させ、全体を均一なベイナイト組織とすることが必要である。
その上で、オーステナイト生成元素（Ｍｎ、Ｎｉなど）とフェライト生成元素（Ｃｒ、Ｓｉなど）の両方を添加し、オーステナイト生成元素量に対してフェライト生成元素量を適正にすることによって、ＨＡＺ靱性を良好にできる。
Ｍｎは強力なオーステナイト安定化元素であり、変態温度を低下させベイナイト変態を促進するが、Ｍｎを単独で添加しても、ベイナイトラス間にＭＡが析出してしまい、ＨＡＺ靱性は低くなる。
ＮｉもＭｎに次ぐ、強力なオーステナイト安定化元素であり、変態温度を低下させベイナイト変態を促進するが、その効果はＭｎよりは小さい。このため、Ｎｉを単独で添加しても、多量に添加しなければその効果は十分ではない。Ｎｉを単独で多量に添加した場合、ＨＡＺは均一なベイナイト組織となり、またＭｎ添加の場合とは異なり、ベイナイトラス間に靭性に有害なＭＡの生成がほとんどないため、優れたＨＡＺ靭性を得ることができるが、Ｎｉが高価である上、多量の添加を必要とするため、鋼材の合金コストは極めて高くなってしまう。
従って、オーステナイト生成元素としてはＭｎを主とし、それに加えてＮｉを補助的に用いることが実際的である。
これらのオーステナイト生成元素に加えてフェライト安定化元素を添加すると、Ｍｎ添加による過度のオーステナイト安定化が緩和され、ベイナイトラス間のＭＡは減少し、ＨＡＺ靱性の優れた領域が現れる。
特にＣｒは、Ｍｎによる過度のオーステナイト安定化を抑える上で有効である。またＳｉも強力なフェライト生成元素であるが、Ｓｉはセメンタイトの生成を強く抑制するため、過剰に添加するとかえってＭＡの生成が増えてしまう。
従って、フェライト生成元素としてはＣｒを主とし、Ｓｉは補助的に適量用いることが効果的である。
本発明は、上記の知見に更に検討を加えてなされたもので、すなわち、本発明の要旨は、以下の通りである。
第一の発明は、成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０２５〜０．０５０％、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：１．２〜２．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：１．５〜３．５％、Ａｌ：０．０５％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％、Ｎｉ：０．５〜２．０％、Ｎ：０．００１５〜０．００６０％を含有し、更に、下記式（１）を満たし、残部鉄および不可避不純物からなることを特徴とする溶接熱影響部の靱性に優れた高強度鋼である。
２．３≦（Ｍｎ＋０．４Ｃｒ）≦２．７ ・・・（１）
なお、式中、Ｍｎ、Ｃｒは、それぞれの元素の含有量（質量％）を示す。
なお、式中、Ｍｎ、Ｃｒは、それぞれの元素の含有量（質量％）を示す。
第二の発明は、第一の発明に記載の成分組成を有する鋼を１０００℃以上１２５０℃以下に加熱して熱間圧延し、その後、空冷以上の冷却速度で冷却することを特徴とする溶接熱影響部の靱性に優れた高強度鋼の製造方法である。
第三の発明は、第一の発明に記載の成分組成を有する鋼を１０００℃以上１２５０℃以下に加熱し、熱間圧延した後、水冷する直接焼入れ工程、または、熱間圧延後３５０℃以下まで冷却した後、８７０℃以上に再加熱して、水冷する再加熱焼入れ工程と、前記焼入れ後の鋼を４５０℃以上７００℃以下に加熱し、その後、空冷以上の速度で冷却する焼戻し工程とを有することを特徴とする溶接熱影響部の靱性に優れた高強度鋼の製造方法である。
本発明によれば、５００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接等を施した場合にも、優れたＨＡＺ靭性を確保でき、安全性の高い建築構造物等を高能率で製造することができる。
以下に本発明の各構成要件の限定理由について説明する。
１．成分組成について
はじめに、本発明の鋼の成分組成を規定した理由を説明する。なお、成分％は、すべて質量％を意味する。
はじめに、本発明の鋼の成分組成を規定した理由を説明する。なお、成分％は、すべて質量％を意味する。
Ｃ：０．０２５〜０．０５０％
Ｃは、母材強度の確保、およびγ粒の粗大化を抑制してＨＡＺ靭性を確保するのに必要な元素であり、その効果を発揮させるには、０．０２５％以上の添加が必要である。一方、０．０５０％を超えて添加すると、ＭＡが増大するためＨＡＺ靭性は劣化するため、Ｃ量は０．０２５〜０．０５０％の範囲とする。
Ｃは、母材強度の確保、およびγ粒の粗大化を抑制してＨＡＺ靭性を確保するのに必要な元素であり、その効果を発揮させるには、０．０２５％以上の添加が必要である。一方、０．０５０％を超えて添加すると、ＭＡが増大するためＨＡＺ靭性は劣化するため、Ｃ量は０．０２５〜０．０５０％の範囲とする。
Ｓｉ：０．３％以下（０を除く）
Ｓｉは、製鋼時の脱酸に必要な元素であるが、脱酸の目的を達すれば、添加量は少なくとも良い。またＳｉは強力なフェライト生成元素であり、Ｍｎによるオーステナイトの過度の安定化を抑制して、ＭＡの生成を抑制する効果があるが、Ｓｉはセメンタイトの生成を強力に抑制するため、過剰の添加では、かえってＭＡが増大してＨＡＺ靭性が劣化するため、Ｓｉ量は０．３０％以下とする。
Ｓｉは、製鋼時の脱酸に必要な元素であるが、脱酸の目的を達すれば、添加量は少なくとも良い。またＳｉは強力なフェライト生成元素であり、Ｍｎによるオーステナイトの過度の安定化を抑制して、ＭＡの生成を抑制する効果があるが、Ｓｉはセメンタイトの生成を強力に抑制するため、過剰の添加では、かえってＭＡが増大してＨＡＺ靭性が劣化するため、Ｓｉ量は０．３０％以下とする。
Ｍｎ：１．２〜２．０％
Ｍｎは強力なオーステナイト安定化元素であり、変態点を低下させて母材の強度を確保するのに有用な元素である。また、ベイナイト変態を促進する元素でもある。母材の強度を確保するためには１．２％以上の添加が必要であるが、２．０％を超えて添加するとＨＡＺの硬さが硬くなりすぎ、ＨＡＺ靭性が劣化するので、Ｍｎ量は１．２〜２．０％の範囲とする。
Ｍｎは強力なオーステナイト安定化元素であり、変態点を低下させて母材の強度を確保するのに有用な元素である。また、ベイナイト変態を促進する元素でもある。母材の強度を確保するためには１．２％以上の添加が必要であるが、２．０％を超えて添加するとＨＡＺの硬さが硬くなりすぎ、ＨＡＺ靭性が劣化するので、Ｍｎ量は１．２〜２．０％の範囲とする。
Ｐ：０．０５％以下（０を除く）
Ｐは鋼材の靭性を損ねるため少ないほど好ましい。しかしながら、製鋼プロセスでの脱りんコストも考慮して、Ｐ量は０．０５％以下とする。
Ｐは鋼材の靭性を損ねるため少ないほど好ましい。しかしながら、製鋼プロセスでの脱りんコストも考慮して、Ｐ量は０．０５％以下とする。
Ｓ：０．０１％以下（０を除く）
Ｓは鋼材の靭性を損ねるため少ないほど好ましい。しかしながら、製鋼プロセスでの脱硫コストも考慮して、Ｓ量は０．０１％以下とする。
Ｓは鋼材の靭性を損ねるため少ないほど好ましい。しかしながら、製鋼プロセスでの脱硫コストも考慮して、Ｓ量は０．０１％以下とする。
Ｃｒ：１．５〜３．５％
Ｃｒは焼入れ性を向上させて母材の強度や靭性を確保するのに有用な元素であるとともに、フェライト安定化元素であり、Ｍｎ添加によるオーステナイトの過度の安定化を防止し、ＭＡの発生を抑制するのに有用な元素である。これらの効果を発揮させるには、１．５％以上の添加が必要であるが、３．５％を超えて添加すると、ＨＡＺの硬度が増大してＨＡＺ靭性が劣化するため、Ｃｒ量は１．５〜３．５％の範囲とする。
Ｃｒは焼入れ性を向上させて母材の強度や靭性を確保するのに有用な元素であるとともに、フェライト安定化元素であり、Ｍｎ添加によるオーステナイトの過度の安定化を防止し、ＭＡの発生を抑制するのに有用な元素である。これらの効果を発揮させるには、１．５％以上の添加が必要であるが、３．５％を超えて添加すると、ＨＡＺの硬度が増大してＨＡＺ靭性が劣化するため、Ｃｒ量は１．５〜３．５％の範囲とする。
Ａｌ：０．０５％以下（０を除く）
Ａｌは、製鋼時の脱酸に必要な元素であるが、脱酸の目的を達すれば、添加量は少なくとも良いが、０．０５％を超えて添加すると、アルミナ等の粗大介在物が増加し、母材靭性が劣化する。加えてＭＡが増加し、ＨＡＺ靭性も劣化するため、Ａｌ量は０．０５％以下とする。
Ａｌは、製鋼時の脱酸に必要な元素であるが、脱酸の目的を達すれば、添加量は少なくとも良いが、０．０５％を超えて添加すると、アルミナ等の粗大介在物が増加し、母材靭性が劣化する。加えてＭＡが増加し、ＨＡＺ靭性も劣化するため、Ａｌ量は０．０５％以下とする。
Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％
Ｔｉは、Ｎと結合しＴｉＮを形成する元素であり、このＴｉＮはＨＡＺのγ粒の成長を抑制しＨＡＺ靭性の向上に有効に寄与する。この効果を発揮させるには、０．００５％以上（好ましくは０．０１０％以上）の添加が必要であるが、０．０５０％を超えて添加すると、ＴｉＮが粗大化し、母材靭性、ＨＡＺ靭性が共に劣化するので、Ｔｉ量は０．００５〜０．０５０％の範囲とする。
Ｔｉは、Ｎと結合しＴｉＮを形成する元素であり、このＴｉＮはＨＡＺのγ粒の成長を抑制しＨＡＺ靭性の向上に有効に寄与する。この効果を発揮させるには、０．００５％以上（好ましくは０．０１０％以上）の添加が必要であるが、０．０５０％を超えて添加すると、ＴｉＮが粗大化し、母材靭性、ＨＡＺ靭性が共に劣化するので、Ｔｉ量は０．００５〜０．０５０％の範囲とする。
Ｎｉ：０．５〜２．０％
Ｎｉも強力なオーステナイト安定化元素であり、変態点を低下させて母材の強度を確保するのに有用な元素であり、また、ベイナイト変態を促進する元素でもある。さらに、マトリックスの靭性を高めることにより母材およびＨＡＺの靭性を高めるので、０．５％以上添加するが、Ｎｉは高価な元素であるため、合金コストの観点から添加量は２.０％以下とする。従って、Ｎｉ量は０．５〜２．０％の範囲とする。
Ｎｉも強力なオーステナイト安定化元素であり、変態点を低下させて母材の強度を確保するのに有用な元素であり、また、ベイナイト変態を促進する元素でもある。さらに、マトリックスの靭性を高めることにより母材およびＨＡＺの靭性を高めるので、０．５％以上添加するが、Ｎｉは高価な元素であるため、合金コストの観点から添加量は２.０％以下とする。従って、Ｎｉ量は０．５〜２．０％の範囲とする。
Ｎ：０．００１５〜０．００６０％
Ｎは、Ｔｉと結合しＴｉＮを形成する元素であり、このＴｉＮはＨＡＺのγ粒の成長を抑制しＨＡＺ靭性の向上に有効に寄与する。この効果を発揮させるには、Ｎ量は０．００１５％以上（好ましくは０．００２５％以上）とするが、０．００６０％を超えるとＴｉＮが粗大化し、母材靭性、ＨＡＺ靭性が共に劣化するので、Ｎ量は０．００１５〜０．００６０％の範囲とする。
Ｎは、Ｔｉと結合しＴｉＮを形成する元素であり、このＴｉＮはＨＡＺのγ粒の成長を抑制しＨＡＺ靭性の向上に有効に寄与する。この効果を発揮させるには、Ｎ量は０．００１５％以上（好ましくは０．００２５％以上）とするが、０．００６０％を超えるとＴｉＮが粗大化し、母材靭性、ＨＡＺ靭性が共に劣化するので、Ｎ量は０．００１５〜０．００６０％の範囲とする。
２．３≦（Ｍｎ＋０．４Ｃｒ）≦２．７
なお、式中、Ｍｎ、Ｃｒは、それぞれの元素の含有量（質量％）を示す。
なお、式中、Ｍｎ、Ｃｒは、それぞれの元素の含有量（質量％）を示す。
Ｃｒの添加量はＭｎの添加量に応じて決定すべきであるが、Ｍｎ＋０．４Ｃｒ≧２．３％のＣｒ添加では、Ｍｎによるオーステナイトの過度の安定化を防止してＭＡの発生を抑制し、またＨＡＺを適度な硬さを持った微細ベイナイト組織とするため、ＨＡＺ靱性が優れるようになる。しかしＣｒが過剰になり、Ｍｎ＋０．４Ｃｒ＞２.７となると、ＨＡＺの硬さが硬くなりすぎ、ＨＡＺ靱性が低下するので、Ｍｎ＋０．４Ｃｒは、２．３〜２.７の範囲とする。
本発明の高強度鋼における上記成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。
本発明の高強度鋼における上記成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。
２．製造条件について
上述した成分組成を有する鋼を、転炉、電気炉等の溶製手段で常法により溶製し、連続鋳造法または造塊〜分塊法等で常法によりスラブ等の鋼素材とすることが好ましい。なお、溶製方法、鋳造方法については上記した方法に限定されるものではない。
上述した成分組成を有する鋼を、転炉、電気炉等の溶製手段で常法により溶製し、連続鋳造法または造塊〜分塊法等で常法によりスラブ等の鋼素材とすることが好ましい。なお、溶製方法、鋳造方法については上記した方法に限定されるものではない。
なお、本発明において、加熱温度、圧延終了温度、冷却終了温度および再加熱温度等の温度は鋼板の平均温度とする。平均温度は、スラブもしくは鋼板の表面温度より、板厚、熱伝導等のパラメータを考慮して、計算により求めたものである。
以下、各製造条件について説明する。
本発明の鋼は通常の熱間圧延を施したのち、空冷したままでも合金成分が多く焼入れ性が高いため引張強度が５９０ＭＰa以上の高い強度を示すが、圧延後に加速冷却して空冷を超える冷却速度で冷却するか焼入焼戻処理を行うことで引張強度を７８０ＭＰa以上とすることが出来る。
熱間圧延の加熱温度は、１０００℃以上１２５０℃以下とする。
１０００℃未満では、Ｃ、Ｎなどのオーステナイト中での溶解が十分進行しないため、熱間圧延の加熱温度は１０００℃以上とする。また、加熱温度が１２５０℃を超えると、オーステナイト結晶粒が粗大になり、母材の靭性が低下するため、熱間圧延の加熱温度は１０００℃以上１２５０℃以下とする。
１０００℃未満では、Ｃ、Ｎなどのオーステナイト中での溶解が十分進行しないため、熱間圧延の加熱温度は１０００℃以上とする。また、加熱温度が１２５０℃を超えると、オーステナイト結晶粒が粗大になり、母材の靭性が低下するため、熱間圧延の加熱温度は１０００℃以上１２５０℃以下とする。
熱間圧延後、鋼板を加速冷却することで鋼の変態温度を空冷で冷却した場合よりも下げ母材の強度を空冷材より上げることができる。加速冷却の開始は熱間圧延完了後、いつでもかまわないが、空冷中に変態が開始する温度である６００℃よりも高い温度から加速冷却することが母材の強度を上昇させる上で望ましい。また加速冷却は３５０℃以上で停止することが望ましい。３５０℃未満まで加速冷却するとマルテンサイト変態が生じ母材の靭性が低下するためである。また加速冷却の冷却速度は空冷を超えれば母材強度上昇の目的を達するが、より望ましくは５℃/ｓ以上とすることで引張強度を７８０ＭＰa以上とすることが出来る。
また、熱間圧延後、鋼板を直ちに水冷する直接焼入れ、または、熱間圧延後、鋼板を３５０℃以下まで冷却の後、８７０℃以上に再加熱して、水冷する再加熱焼入れを行う。
再加熱焼入れの際に一旦、３５０℃以下まで冷却するのは、３５０℃超えでベイナイト変態が完了するためである（本発明の鋼はＣが少なく、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉなどが多い成分組成であるため、ほとんど全てベイナイト変態し、マルテンサイト変態はほとんどない）。また８７０℃以上に再加熱するのは、オーステナイトに完全に変態させ、炭化物となっているＣを完全に固溶させるためである。
焼入れた鋼板は、そのままでは表面の硬度が高く、表面近くの靭性が低いため、焼戻し処理を行う。焼戻し処理は、４５０℃以上７００℃以下で行う。焼戻し温度が４５０℃未満では靭性の改善効果が無く、７００℃超えでは強度の低下が大きく、焼入焼戻によって高強度を得る目的を達せられないからである。
以上のように、本発明の組成の鋼に加速冷却または焼入焼戻工程を加えることで、引張強度が７８０ＭＰa以上の強度の鋼材を得ることができる。このように、加速冷却または焼入焼戻処理を加えた鋼材は、引張強度が７８０ＭＰa以上となる他は母材靭性、ＨＡＺ靭性とも、熱間圧延まま鋼材と同等以上の性能を示す。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。表１に示す成分組成の鋼材を溶製しスラブとした後、１２００℃に加熱し、仕上げ温度９５０℃、板厚１５ｍｍまで熱間圧延を行った。熱間圧延後の冷却は空冷とした。このようにして得られた鋼板を用いて、下記の通り母材強度、靭性の測定とＨＡＺ靭性の評価を行った。
母材強度、靭性の測定について
各鋼板の圧延方向から丸棒試験片（ＡＳＴＭ−Ｆ型）を採取して、ＪＩＳＺ ２２４１の要領で引張試験を行い、降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、伸び（ＥＬ）を測定した。そして、引張強度が５９０ＭＰａ以上のものを高強度であると評価した。また、母材の靭性の評価として、シャルピーＶノッチ試験片を圧延方向に垂直に３本採取して、ＪＩＳＺ ２２４２の要領でシャルピー衝撃試験を行い試験温度０℃での吸収エネルギー（ｖＥ０ ）を測定した。吸収エネルギーの３本の平均が７０Ｊ以上で、３本の最低値が５０Ｊ以上のものを靭性に優れると評価した。これらの結果を表２に示す。
各鋼板の圧延方向から丸棒試験片（ＡＳＴＭ−Ｆ型）を採取して、ＪＩＳＺ ２２４１の要領で引張試験を行い、降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、伸び（ＥＬ）を測定した。そして、引張強度が５９０ＭＰａ以上のものを高強度であると評価した。また、母材の靭性の評価として、シャルピーＶノッチ試験片を圧延方向に垂直に３本採取して、ＪＩＳＺ ２２４２の要領でシャルピー衝撃試験を行い試験温度０℃での吸収エネルギー（ｖＥ０ ）を測定した。吸収エネルギーの３本の平均が７０Ｊ以上で、３本の最低値が５０Ｊ以上のものを靭性に優れると評価した。これらの結果を表２に示す。
ＨＡＺ靭性の評価について
スキンプレート材（５０ｍｍ厚）とダイアフラム材（５０ｍｍ厚）を組合せ、溶接入熱が５５０ｋＪ／ｃｍのエレクトロスラグ溶接を行った場合のボンド近傍の熱影響部に相当する熱履歴を模擬し、圧延方向から採取した１２ｍｍ厚さ×１２ｍｍ幅の角棒状試験片試験片を加熱して１４００℃で１秒間保持し８００〜５００℃の冷却時間が５１０秒のサイクルで、高周波誘導加熱装置により熱処理を施した。
スキンプレート材（５０ｍｍ厚）とダイアフラム材（５０ｍｍ厚）を組合せ、溶接入熱が５５０ｋＪ／ｃｍのエレクトロスラグ溶接を行った場合のボンド近傍の熱影響部に相当する熱履歴を模擬し、圧延方向から採取した１２ｍｍ厚さ×１２ｍｍ幅の角棒状試験片試験片を加熱して１４００℃で１秒間保持し８００〜５００℃の冷却時間が５１０秒のサイクルで、高周波誘導加熱装置により熱処理を施した。
そして、熱履歴を模擬した熱処理を施した試験片からＪＩＳ Ｚ ２２０２のＶノッチ試験片を３本採取して、ＪＩＳＺ ２２４２の要領でシャルピー衝撃試験を行い、試験温度０℃での吸収エネルギー（ｖＥ０）を測定した。吸収エネルギーの３本の平均が７０Ｊ以上で、３本の最低値が５０Ｊ以上のものを、ＨＡＺの靭性に優れると評価した。これらの結果を表３に示す。
表１に示す鋼種Ａ４、Ａ５、Ａ７、Ａ１８〜Ａ２０、Ａ２５〜Ａ２７は母材成分が全て発明の範囲を満たす発明例である。
一方、鋼種Ａ１〜Ａ３、Ａ６、Ａ８〜Ａ１７、Ａ２１〜Ａ２４およびＡ２８〜Ａ３５はＳｉ、Ｃｒ、Ｍｎ＋０．４Ｃｒの１種以上が発明の範囲外である比較例である。
表２は母材部の引張試験、シャルピー試験結果を示しており、発明例であるＮｏ．Ｂ４、Ｂ５、Ｂ７、Ｂ１８〜２０、Ｂ２５〜２７は引張強度（ＴＳ）は５９０ＭＰａ以上、０℃での吸収エネルギーはいずれも７０Ｊ以上を満足しており、母材の強度、靭性が優れていることが判る。また、比較例もＮｏ．Ｂ１６を除いて母材部の強度、靭性は問題はなかった。
表３は、ＨＡＺ部のシャルピー試験結果であり、０℃での吸収エネルギーと脆性破面率を示している。発明例であるＮｏ．Ｂ４、Ｂ５、Ｂ７、Ｂ１８〜２０、Ｂ２５〜２７は、いずれも０℃での吸収エネルギーの各３本の平均値が７０Ｊ以上、各３本の最低値が５０Ｊ以上であり、ＨＡＺ部の靭性に優れている事が判る。一方、比較例はいずれもＨＡＺ部の靭性が十分でない。
表１に示す鋼種Ａ１９とＡ２５（発明例）の成分組成の鋼材を溶製しスラブとした後、１２００℃に加熱し、仕上げ温度９５０℃、板厚１５ｍｍまで熱間圧延を行い、熱間圧延後の冷却は空冷により室温まで冷却した。そして、この鋼板を９１０℃×５分に再加熱後、直ちに水焼入れを行った。さらにこの焼入れ材を５００℃×５分で焼戻し、その後空冷により室温まで冷却した（再加熱焼入れ−焼戻処理を表４で、熱処理：ＲＱ−Ｔと標記）。
また鋼種Ａ２５の組成の鋼材は上記と同様にして熱間圧延したのち、９００℃から水冷による直接焼入れ（ＤＱ）後、５００℃×５分の焼戻を行った（直接焼入れ−焼戻処理を表４で、熱処理：ＤＱ−Ｔと標記）。
このようにして得られた鋼板を用いて、実施例１と同様の方法で母材強度、靭性の測定とＨＡＺ部靭性の評価を行った。
表４に母材の機械的特性、表５にＨＡＺ部靭性の試験結果を示す。いずれも本発明の鋼材Ｎｏ．Ｃ１〜Ｃ３はＹＳ≧７００ＭＰa、ＴＳ≧７８０ＭＰaを満足する高い強度を示し、靭性も十分である。さらにＨＡＺ靭性も優れている。
また鋼種Ａ２５の組成の鋼材は上記と同様にして熱間圧延したのち、９００℃から水冷による直接焼入れ（ＤＱ）後、５００℃×５分の焼戻を行った（直接焼入れ−焼戻処理を表４で、熱処理：ＤＱ−Ｔと標記）。
このようにして得られた鋼板を用いて、実施例１と同様の方法で母材強度、靭性の測定とＨＡＺ部靭性の評価を行った。
表４に母材の機械的特性、表５にＨＡＺ部靭性の試験結果を示す。いずれも本発明の鋼材Ｎｏ．Ｃ１〜Ｃ３はＹＳ≧７００ＭＰa、ＴＳ≧７８０ＭＰaを満足する高い強度を示し、靭性も十分である。さらにＨＡＺ靭性も優れている。
表１に示す鋼種Ａ１９とＡ２５（発明例）の成分組成の鋼材を溶製しスラブとした後、１２００℃に加熱し、仕上げ温度８７０℃、板厚１５ｍｍまで熱間圧延を行い、熱間圧延後の冷却は８５０℃から加速冷却装置により３０℃/ｓの冷却速度で５００℃まで冷却した。そして、その後空冷により室温まで冷却した。このようにして得られた鋼板を用いて、実施例１と同様の方法で母材強度、靭性の測定とＨＡＺ部靭性の評価を行った。
表６に母材の機械的特性、表７にＨＡＺ部靭性の試験結果を示す。いずれも本発明の鋼材Ｎｏ．Ｄ１、Ｄ２はＹＳ≧７００ＭＰa、ＴＳ≧７８０ＭＰaを満足する高い強度を示し、靭性も十分である。さらにＨＡＺ靭性も優れている。
表６に母材の機械的特性、表７にＨＡＺ部靭性の試験結果を示す。いずれも本発明の鋼材Ｎｏ．Ｄ１、Ｄ２はＹＳ≧７００ＭＰa、ＴＳ≧７８０ＭＰaを満足する高い強度を示し、靭性も十分である。さらにＨＡＺ靭性も優れている。
Claims (3)
- 成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０２５〜０．０５０％、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：１．２〜２．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：１．５〜３．５％、Ａｌ：０．０５％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％、Ｎｉ：０．５〜２．０％、Ｎ：０．００１５〜０．００６０％を含有し、更に、下記式（１）を満たし、残部鉄および不可避不純物からなり、ベイナイト組織であることを特徴とする溶接熱影響部の靱性に優れた高強度鋼。
２．３≦（Ｍｎ＋０．４Ｃｒ）≦２．７ ・・・（１）
なお、式中、Ｍｎ、Ｃｒは、それぞれの元素の含有量（質量％）を示す。 - 請求項１に記載の成分組成を有する鋼を１０００℃以上１２５０℃以下に加熱して熱間圧延し、その後、空冷以上の冷却速度で冷却することを特徴とする、ベイナイト組織であり、溶接熱影響部の靱性に優れた高強度鋼の製造方法。
- 請求項１に記載の成分組成を有する鋼を１０００℃以上１２５０℃以下に加熱し、熱間圧延した後、水冷する直接焼入れ工程、または、熱間圧延後３５０℃以下まで冷却した後、８７０℃以上に再加熱して、水冷する再加熱焼入れ工程と、前記焼入れ後の鋼を４５０℃以上７００℃以下に加熱し、その後、空冷以上の速度で冷却する焼戻し工程とを有することを特徴とする、ベイナイト組織であり、溶接熱影響部の靱性に優れた高強度鋼の製造方法。
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