JP5701483B2 - 厚さ中心部の強度及び靭性に優れて材質偏差の少ない溶接構造用極厚物鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Description
CP=165×%C+6.8×%Si+10.2×%Mn+80.6×%Nb+9.5×%Cu+3.5×%Ni+12.5×%Cr+14.4×%Mo+12.5
CP=165×%C+6.8×%Si+10.2×%Mn+80.6×%Nb+9.5×%Cu+3.5×%Ni+12.5×%Cr+14.4×%Mo+12.5
本発明で対象とする鋼板は内部にポリゴナルフェライトまたはマルテンサイトをなるべく含まない針状フェライト(acicular ferrite)またはベイナイト組織を有することが好ましい。特に、厚さ中心部(全体の厚さをtとしたとき、t/4〜3t/4の厚さ範囲、即ち、厚さの中心(t/2)±t/4)のポリゴナルフェライトの含量が10%以下に抑制されなければ本発明で目的とする鋼板の強度及び靭性を得ることが出来ず、表層部(表層下1mmからt/4の範囲、反対側も同一)でマルテンサイトの含量が10%以下に抑制されなければ本発明で目的とする鋼板の厚さ方向の硬度偏差を得ることができない。
本発明で対象としている鋼板の組成は、重量百分率でC:0.05〜0.10%、Si:0.10〜0.5%、Mn:1.3〜1.7%、P:0.012%以下、S:0.005%以下、B:0.0005〜0.0025%、Ti:0.005〜0.03%、Nb:0.005〜0.03%、Sol.Al:0.005〜0.055%、N:0.01%以下を含み、残部はFe及びその他不可避な不純物からなることをその特徴とする。また、Ti/N比が2.0以上で下記の関係式1で表される指数(CP)が40〜50範囲になければならない。
CP=165×%C+6.8×%Si+10.2×%Mn+80.6×%Nb+9.5×%Cu+3.5×%Ni+12.5×%Cr+14.4×%Mo+12.5
Cは、固溶強化を起し鋼の焼入れ性を向上させ、強度の上昇に有効な元素で厚さ中心部で目的とする引張強度を確保するためには0.05重量%以上は投入しなければならない。また、溶接部で低温靭性を確保するためには溶接後、冷却中にホウ炭化物を形成させることにより針状フェライトのような軟質の組織が形成することができるように0.05重量%以上は投入しなければならない。しかし、過多に投入すると表面部の硬度を増加させることにより厚さ方向の硬度偏差を増大させる上、母材の靭性を減少させ溶接部にMA(Martensite−Austenite Consitituent;島状マルテンサイト)の面積分率を増加させ、返って溶接部の靭性が非常に劣化するため、炭素の上限は0.1重量%にする。
Siは、アルミニウムを補助し溶鋼を脱酸する役割をするため、0.10重量%以上投入する必要がある。しかし、Siが過多に投入される場合は溶接HAZで形成された島状マルテンサイトが分解されないため、脆性破壊が生じる危険性が著しく高くなる問題があり、母材の靭性も減少させるため、0.5重量%を超えて投入すると不利である。
Mnは、鋼の強度を上昇させながら降伏比を低める役割をし、特に鋼の硬化能を増加させることでポリゴナルフェライトの面積分率を抑制する効果があるため、1.3重量%以上添加される必要がある。しかし、Mnが過渡に添加される場合、強度は高いが靭性が低下し、また、溶接熱影響部(HAZ、Heat Affected Zone)の靭性を減少させる元素であるため、1.7重量%以下にその含量が制御されなければならない。
Bは、本発明の核心的な元素で、少量の添加により鋼の硬化能を増加させる元素である。本発明で目的とする極厚鋼板の厚さ中心部でポリゴナルフェライトが殆どない針状フェライト組織を得て、目的とする強度を確保するためには、0.0005重量%以上の添加が必要であるが、0.0025重量%を超えて過渡に添加される場合は厚さ中心部における硬化能を減少させ強度低下を起こし厚さ方向の硬度偏差を増大させることができるため、その添加量は0.0025重量%以下に制御されなければならない。
本発明でTiは、Bと共に非常に重要な元素であるが、Bの硬化能の向上効果のためには、圧延完了後にBは原子状態で存在しなければならず、このためにはBと親和力の強いNが、圧延再加熱または圧延中に固溶N状態で存在すれば、BN化合物を形成することによりBの硬化能の増大効果はなくなる。従って、Bに比べNと親和力がより強いTiを添加することでTiNを先ず形成させてBN形成を抑制する必要がある。このような目的のためには、Tiは最少0.005重量%以上添加されなければならず、0.03重量%を超える場合は、その効果は飽和され、過多に添加される場合は連続鋳造操業中のノズルの塞がりまたは粗大な介在物が多量に形成されることにより鋼材の靭性の低下を起こすことができるため、0.03重量%以下に制御する必要がある。
Nは、鋼を製造する製鋼工程で避けられない元素であるが、Ti及び/またはAlと反応し窒化物を形成して、その結果、組織を微細化させる効果を有する。しかし、Nを0.010重量%以上投入するためには、製鋼過程で窒化マンガンやシアン化化合物等を過多に投入する等特別な加窒処理が必要である上、鋼中の固溶Nが存在することによりBの硬化能の向上効果を害する等の問題があるため、上記Nは0.010重量%以下に制限することが好ましい。
Nbは、B及びTiと共に本発明で重要な元素であるが、Bの硬化能の向上効果を十分に活用するためにはNbを同時に添加することが必要である。また、Nbはオーステナイト粒径を微細化させ、未再結晶領域を広くすると共に最終組織の微細化及び強度の向上にも寄与する。このような目的のためには0.005重量%以上投入する必要があるが、高価な合金元素で0.03重量%を超えて添加する場合はその効果が大きく増大されない上、溶接部の靭性を害するためその上限を0.03重量%にする。
Alは、鋼の主要な脱酸剤であるため、その有効成分であるSol.Alが0.005重量%以上添加される必要がある。しかし、0.055重量%を超えて含まれる場合は脱酸効果が飽和されるため、その上限を0.055重量%にする。
CuとNiは、溶接部の靭性を大きく低下させず、鋼の硬化能を増加させ、結果的に鋼の組織内にポリゴナルフェライトが生成されることを抑制する役割と固溶強化により強度の向上にも効果的である。しかし、上記Cu及びNiは高価な元素で一定量以上添加する場合、その効果が飽和するため夫々の上限を0.5重量%にする。
Crは、鋼の硬化能を大幅向上させることができる元素であるためCrの含量が増加するほど、ポリゴナルフェライトの形成を抑制し鋼の強度を向上することができる。しかし、過多に添加される場合、溶接性を害する上、マルテンサイトが形成されることができ、非常に高価であるため、0.15重量%以下で添加することが好ましい。
MoもCrと同じ効果があるため、ポリゴナルフェライトの抑制と強度の増加に効果的な元素であるが、過多に添加される場合、溶接性を害しマルテンサイトが形成されることができ、非常に高価な元素であるため、0.15重量%以下で添加することが好ましい。
Pは、粒界偏析を起こさせることにより鋼を脆化させる元素で、本発明のように針状フェライト及び/またはベイナイトが主要組織の鋼では靭性を向上させるために積極的に低減しなければならない必要があるが、Pを極限まで低減するためには、製鋼工程の負荷が深化し0.012重量%以下では上記問題点が大きくは発生しないため、その上限を0.012重量%にする。このようなP含量は、0.010重量%以下にすることが上記のようなPの悪影響を排除するためにより好ましい。
Sは、鋼の赤熱脆性を起こす元素で、上記Pと同様に製鋼工程の負荷を考慮しその上限を0.005重量%、好ましくは0.003%以下に限定する。
CP=165×%C+6.8×%Si+10.2×%Mn+80.6×%Nb+9.5×%Cu+3.5×%Ni+12.5×%Cr+14.4×%Mo+12.5
本発明は、本質的に厚鋼板の製造で一般的に通用されている制御圧延と加速冷却工法において上述の成分と組織が制御されることにより発明の効果を発揮することができる。しかし、発明の効果をより高めるためには、圧延と冷却条件を通常の方法より、より精密に制御する必要がある。
上述の成分で構成された鋼スラブを熱間圧延するためには、所定の温度で加熱することが必要である。本発明の目的を達成するためには、後続の圧延完了後にBが原子状態で存在しなければならない。このためには加熱中にBは固溶状態で維持させる一方、NはTiNで析出させることにより固溶Nを低めることにより圧延後、冷却中にBNが析出しないように制御することが必要である。このような効果を確保するためには、スラブは1000℃以上加熱することにより凝固中に形成されたBNを鋼中に再び固溶させなければならない。一方、1250℃以上で加熱する場合はTiN析出物が溶解されることにより鋼中に固溶Nが多量に含まれる。
仕上げ圧延温度は、本発明の目的を達成するための重要な構成手段のうち一つである、フェライト変態温度のAr3以下で仕上げ圧延が行われる場合は、ポリゴナルフェライトが形成されることにより本発明で目的とするポリゴナルフェライトの面積分率を10%以下にすることが困難になる。従って、仕上げ圧延はAr3温度以上で行わなければならない。一方、仕上げ圧延温度が高すぎてオーステナイトの再結晶温度以上になる場合は、結晶粒が粗大になることにより靭性が悪くなる上、表層部における鋼の硬化能が非常に大きくなりマルテンサイトの面積分率が10%以上に高くなることができるため、その上限はオーステナイトの再結晶温度以下にすることが好ましい。
仕上げ圧延時オーステナイト結晶粒を微細化させる効果を十分に得るためには、上記仕上げ圧延時の圧下量は30%以上であることが好ましい。より好ましくは45%以上にすることがオーステナイト結晶粒の微細化に非常に効果的である。若し、上記仕上げ圧延時の圧下量が30%未満の場合はオーステナイト結晶粒の微細化の効果が不十分であるため、鋼材の靭性が低下され強度向上効果が不十分になるためである。
鋼材がAr3以上で仕上げ圧延を完了してもAr3以上の温度で水冷却が開始されない場合は、空冷中に粗大なポリゴナルフェライトが形成されるようになる。このような場合には、本発明で目的としている組織を得られない上、強度と靭性も低下するようになる。従って、鋼材の温度がフェライト生成領域に入る前に、即ち、Ar3に到達する前に冷却を開始しなければ本発明で提供する所期の目的を達成することができない。
通常の方法で加速冷却を行う場合は、上述の成分範囲で本発明の目的を達成することができる。しかし、鋼材の冷却速度が非常に遅い場合、例えば、圧延完了後空冷を行う場合は、鋼板全体にわたってポリゴナルフェライトが多量に生成されることによりその目的が達成できなくなる。従って、本発明の目的を効果的に達成するためには、厚さ中心部でポリゴナルフェライトが抑制されることができる程度に冷却することが必要になる。
鋼材の冷却が550℃以上の温度で停止される場合は、厚さ中心部でポリゴナルフェライトの生成が起こり得り、本発明で目的とする針状フェライトの形成を妨害する。また、鋼材の冷却が350℃未満の温度で停止される場合はベイナイトやマルテンサイトのような低温組織の面積分率が高くなるが、上記ベイナイトやマルテンサイトのような低温組織は応力−ひずみ曲線で確認できる降伏挙動が、降伏点が表れていない、いわゆる連続降伏を起こすようになるため、一定水準まではその面積分率が増加するほど、返って降伏強度が減少する現象を齎す。
本発明により提供される鋼板の物性を確認するために下記表1に記載の鋼組成のスラブを粗圧延した後、各組成別に未再結晶域の温度とAr3の間の温度で40%の累積圧下率で熱間圧延を行い、この時、鋼板の厚さは50mmと100mmであった。圧延後Ar3+10℃以上の温度で冷却を開始し冷却時鋼板中心部の冷却速度が3℃/secになるよう冷却条件を調節した。
本発明の条件による組成である上記表1の発明鋼1乃至発明鋼14の組成を有する鋼スラブを用いて粗圧延を行った後、下記表3に記載の条件で圧延及び冷却を行って100mm厚さを有する厚鋼板を夫々製造した。
Claims (6)
- 重量%で、C:0.05〜0.10%、Si:0.10〜0.5%、Mn:1.3〜1.7%、B:0.0005〜0.0025%、Ti:0.005〜0.03%、N:0.010%以下、Nb:0.005〜0.03%、Sol.Al:0.005〜0.055%、P:0.012%以下、S:0.005%以下、残部Fe及び不可避な不純物からなり、前記TiとNの含量比率Ti/Nが2.0以上で、下記の関係式1で表される成分指数(CP)が40.1乃至48.0の間であり、
厚さ中心部(全体の厚さをtとしたとき、t/4〜3t/4の範囲)のポリゴナルフェライトの面積分率が10%以下で、表層部(表層下1mmからt/4の範囲、反対側も同一)のマルテンサイトの面積分率が10%以下で、
厚さ方向の硬度偏差がHv50以内で、
厚さが50〜100mmで、
母材の延性−脆性遷移温度が−50℃以下であることを特徴とする厚さ中心部の強度及び靭性に優れて材質偏差の少ない溶接構造用極厚物鋼板。
[関係式1]
CP=165×%C+6.8×%Si+10.2×%Mn+80.6×%Nb+9.5×%Cu+3.5×%Ni+12.5×%Cr+14.4×%Mo+12.5 - 重量%でCu:0.5%以下、Ni:0.5%以下、Cr:0.15%以下及びMo:0.15%以下からなるグループのうち選ばれた1種または2種以上をさらに含むことを特徴とする請求項1に記載の厚さ中心部の強度及び靭性に優れて材質偏差の少ない溶接構造用極厚物鋼板。
- 前記不純物として存在するPとSは夫々重量%でP:0.010%以下及びS:0.003%以下に制御されたものであることを特徴とする請求項1または請求項2に記載の厚さ中心部の強度及び靭性に優れて材質偏差の少ない溶接構造用極厚物鋼板。
- 重量%で、C:0.05〜0.10%、Si:0.10〜0.5%、Mn:1.3〜1.7%、B:0.0005〜0.0025%、Ti:0.005〜0.03%、N:0.010%以下、Nb:0.005〜0.03%、Sol.Al:0.005〜0.055%、P:0.012%以下、S:0.005%以下、残部Fe及び不可避な不純物からなり、前記TiとNの含量比率Ti/Nが2.0以上で、下記の関係式1で表される成分指数(CP)が40.1乃至48.0の間である鋼スラブを1000〜1250℃の温度範囲で再加熱し、圧下量30%以上の仕上げ圧延をAr3〜オーステナイトの再結晶温度の温度範囲で行った後、Ar3以上の温度で鋼板の中心部を基準に1.5℃/sec以上の冷却速度で冷却を開始し350〜550℃で冷却を停止し、
厚さ中心部(全体の厚さをtとしたとき、t/4〜3t/4の範囲)のポリゴナルフェライトの面積分率が10%以下で、表層部(表層下1mmからt/4の範囲、反対側も同一)のマルテンサイトの面積分率が10%以下で、
厚さ方向の硬度偏差がHv50以内で、
厚さが50〜100mmで、
母材の延性−脆性遷移温度が−50℃以下の鋼板を製造することを特徴とする厚さ中心部の強度及び靭性に優れて材質偏差の少ない溶接構造用極厚物鋼板の製造方法。
[関係式1]
CP=165×%C+6.8×%Si+10.2×%Mn+80.6×%Nb+9.5×%Cu+3.5×%Ni+12.5×%Cr+14.4×%Mo+12.5 - 重量%でCu:0.5%以下、Ni:0.5%以下、Cr:0.15%以下及びMo:0.15%以下からなるグループのうち選ばれた1種または2種以上をさらに含むことを特徴とする請求項4に記載の厚さ中心部の強度及び靭性に優れて材質偏差の少ない溶接構造用極厚物鋼板の製造方法。
- 前記不純物として存在するPとSは夫々重量%でP:0.010%以下及びS:0.003%以下に制御することを特徴とする請求項4または請求項5に記載の厚さ中心部の強度及び靭性に優れて材質偏差の少ない溶接構造用極厚物鋼板の製造方法。
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