JP5741378B2 - 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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全厚のCTOD特性を安定化させるには、添加合金成分の調整が重要である。特に、海洋構造物用鋼材においては、極小入熱時のHAZ硬化が課題となる。これを解消するため、C、Mn、Cr、Mo、Cu、Ni等の添加量調整により焼入性を最適化することが重要であるが、特に、Nb、Bの低減が重要であることを明らかにした。Nbは制御圧延時の細粒化に有効な元素であり、Bは大入熱溶接時の溶接熱影響部靭性の特性安定化に有効であるが、極小入熱時の特性安定化のためには、積極添加を避けるのみならず、それぞれを不純物としても極力低減することが重要である。
全厚のCTOD特性を安定化させるには、添加合金成分の調整のみでは不十分であり、板厚中心部における偏析、介在物の制御が不可欠である。これは、構造用鋼に一般的に適用される連続鋳造においては最終凝固部である板厚中心部に偏析および非金属介在物が形成され、これが破壊の起点になる多めに全厚のCTOD特性が不安定となるためである。このため、鋼材の添加化学成分の調整に加え、板厚中心部における組織、C偏析、M−A量、非金属在物の制御の制御が必要である。
C:0.03〜0.12%
Cは、鋼材の強度確保に有効な元素である一方、多すぎると島状マルテンサイトを生成して母材および溶接熱影響部の靭性を劣化させる。このため添加量を0.03〜0.12%とした。C含有量の好ましい下限は0.04%であり、C含有量の好ましい上限は0.09%である。
Siは溶鋼の予備脱酸に有効な元素であるが、セメンタイト中に固溶しないため、多量に添加されると未変態オーステナイト粒がフェライト粒とセメンタイトに分解するのを阻害し、島状マルテンサイトの生成を助長する。これらの理由から、Siの添加量は、0.01〜0.3%とする。Si含有量の好ましい下限は0.05%であり、Si含有量の好ましい上限は0.2%である。
Mnは強度確保に必要な元素であるとともに、脱酸剤としても有効な元素である。しかし、Mnの過剰な添加は、焼入れ性を過剰に増加させ溶接性およびHAZ靱性を劣化させる。さらに、Mnは中心偏析を助長する元素としてしられているので、中心偏析抑制の観点からはその含有量を抑制する必要がある。したがってMnの含有量は1.0〜2.0%とする。Mn含有量の好ましい下限は1.3%であり、Mn含有量の好ましい上限は1.8%である。
Pは鋼に不可避的に含有される不純物元素であり、粒界偏析元素であるためにHAZにおける粒界割れの原因となる。さらに母材靱性、溶接金属部とHAZの靱性を向上させ、スラブ中心偏析も低減させるためには、その含有量は0.012%以下とする。好ましくは0.010%以下である。
Sは多量に存在する場合、溶接割れ起点となるMnS単体の析出物を生成し、特に最終凝固部である板厚中心部の清浄度を劣化させる。このため含有量を0.005%以下とする。好ましくは0.002%以下である。
Cuは鋼材の強度を高める効果があるが、含有量が高くなると溶接高温割れ感受性が高くなり、予熱などの溶接施工が複雑になるため、その含有量は 0.1〜0.5%とする。Cu含有量の好ましい下限は0.2%であり、Cu含有量の好ましい上限は0.4%である。
NiはCuと同様に鋼材の強度および靱性を高め、さらにHAZ靱性を高めるための有効な元素であるが、過剰に添加してもコストアップに見合うだけの効果を得ることができないため、Niの含有量を 0.1〜2.5%とした。Ni含有量の好ましい下限は0.2%であり、Ni含有量の好ましい上限は1.5%である。
Crは、鋼材の強度を高める効果があるが、過剰に添加すると母材靱性や溶接性の劣化を招く。したがって、含有量を0.01〜0.5%とした。Cr含有量の好ましい下限は0.1%であり、Cr含有量の好ましい上限は0.3%である。
Tiは、オーステナイト粒の微細化のために不可欠な元素である。また、連続鋳造鋳片の横ひび割れを防止する上でもその添加が不可欠である。しかし、過剰に添加すると母材靱性やHAZの靱性が著しく損なわれる。したがって、Tiの含有量を0.005〜0.03%とした。Ti含有量の好ましい下限は0.01%であり、Ti含有量の好ましい上限は0.015%である。
Alは溶鋼の予備脱酸に有効な元素であるが、過剰に添加すると島状マルテンサイトの生成を助長するため母材および溶接熱影響部の靭性が低下する。このため添加量を0.001〜0.050%とする。Al含有量の好ましい下限は0.01%であり、Al含有量の好ましい上限は0.03%である。
Nは、窒化物を形成することで組織の細粒化に寄与するが、過剰に添加した場合には窒化物の凝集を通じて靭性を劣化させる。従って含有量を0.001〜0.010%とする。N含有量の好ましい下限は0.003%であり、N含有量の好ましい上限は0.008%である。
Nbは、オーステナイトの低温域で微細なNb炭窒化物を形成することによりオーステナイト粒を微細化する作用を有する。更に、析出したNb炭窒化物は圧延などによる加工を受けた未再結晶オーステナイト粒の回復、再結晶を抑制する効果を有しており、母材靱性の確保に有効である。しかしながら、極小入熱溶接におけるCTOD特性を劣化させることから、本発明においては可能な限り含有量を低減させる。このため、Nb含有量を0.003%以下とした。
Bは、極微量で鋼材の強度を上昇させる元素であるが、極小入熱溶接におけるCTOD特性を劣化させることから、本発明においては可能な限り含有量を低減させる。このため、B含有量を0.0005%以下とした。
O(酸素)は多量に存在すると清浄度の劣化が著しくなるため、母材、溶接金属部およびHAZともに実用的な靱性確保が困難となる。そこで、0.003%以下とする。好ましくは0.002%以下である。
Mo:0.2%以下
Moは、必要に応じて含有させることができる。Moを含有させると、鋼材の焼入れ性を増し、強度を向上させることができる。しかしながら、その含有量が0.2%を超えると、溶接金属部およびHAZを硬化させ溶接低温割れ感受性を増大させるので、その含有量の上限は0.2%とする。好ましい上限は0.1%である。なお、Moによる強度向上効果を得たい場合には、Moを0.03%以上含有させるのが望ましい。
Vは、必要に応じて含有させることができる。Vを含有させると、Moと同様に、鋼材の焼入れ性を増し、強度を向上させることができる。しかしながら、その含有量が0.05%を超えると、溶接金属部およびHAZを硬化させ溶接低温割れ感受性を増大させるので、その含有量の上限は0.05%とする。好ましい上限は0.04%である。なお、Vによる強度向上効果を得たい場合には、Vを0.01%以上含有させるのが望ましい。
Sn:0.50%以下
Snは、必要に応じて含有させることができる。Snを含有させると、Sn3+となって溶解し、酸性塩化物溶液中でのインヒビター作用により腐食を抑制することができる。また、Fe3+を速やかに還元させ、酸化剤としてのFe3+濃度を低減することにより、Fe3+の腐食促進作用を抑制するので、飛来塩分量が多い環境下での耐候性を向上させることができる。さらに、Snには鋼のアノード溶解反応を抑制するので、耐食性を向上させることもできる。しかし、その含有量が0.50%を超えると脆化を起こす原因となるので、Snの含有量は0.50%以下とする。好ましくは0.20%以下である。なお、Snによるこれらの効果を得たい場合には、Snの含有量は0.03%以上とするのが望ましい。
Ca:0.005%以下
Caは、必要に応じて含有させることができる。Caを含有させると、粒内フェライトの析出核となる酸化物、硫化物を生成して、また、硫化物の形態を制御して、低温靱性を向上させることができる。しかし、Ca含有量が0.005%を超えると大型介在物やクラスターを生成して鋼の清浄度を劣化させるので、Caの含有量は0.005%以下とする。好ましくは0.0035%以下である。なお、Caによるこの効果を得たい場合には、Caの含有量は0.001%以上とするのが望ましい。
Mgは、必要に応じて含有させることができる。Mgを含有させると、粒内フェライトの析出核となる酸化物、硫化物を生成して、また、硫化物の形態を制御して、低温靱性を向上させることができる。しかし、Mg含有量が0.005%を超えると大型介在物やクラスターを生成して鋼の清浄度を劣化させるので、Mgの含有量は0.005%以下とする。好ましくは0.0035%以下である。なお、Mgによるこの効果を得たい場合には、Mgの含有量は0.001%以上とするのが望ましい。
REMは、必要に応じて含有させることができる。REMを含有させると、粒内フェライトの析出核となる酸化物、硫化物を生成して、また、硫化物の形態を制御して、低温靱性を向上させることができる。しかし、REM含有量が0.005%を超えると大型介在物やクラスターを生成して鋼の清浄度を劣化させるので、REMの含有量は0.005%以下とする。好ましくは0.0035%以下である。なお、REMによるこの効果を得たい場合には、REMの含有量は0.001%以上とするのが望ましい。
(B−1)板厚中心部における結晶粒径20μm以下のフェライト分率が40%以上
上記成分系にて、板厚中心部まで充分な強度と全厚CTOD特性を両立するには、板厚中心部まで均一な微細フェライトを一定量以上分散させる必要がある。このためには、結晶粒径20μm以下の微細フェライトを体積%で40%以上分散させることを実現すれば、板厚中心部において降伏強度350MPa以上と板厚40mm以上の極厚材の全厚CTOD特性を両立させることが可能となる。
本発明でいう「M−A組織」は、いわゆる島状マルテンサイトであり、ベイナイトのラス状組織の間又は旧オーステナイト粒界に存在するマルテンサイトを指す。M−A組織は脆性破壊の原因となるため、板厚中心部におけるM−A組織を面積%で4.0%以下とする。
厚肉材の低温CTOD特性をさらに安定化するには、板厚中心部の介在物を低減することが有効である。特に、MnSを代表とするA系介在物を低減できれば、低温CTOD特性はさらに安定化する。具体的には、JIS G0555で規定された点算法で測定したときの非金属介在物量がd60×400(測定視野数が60、倍率が400倍)で0.020%以下とする。
連続鋳造により製造した厚鋼板においては、板厚中心部での中心偏析による成分濃化部が生じやすく、これが硬化組織を形成すると破壊の起点になり、全厚CTOD特性が不安定となる。これを抑制するには、特に島状マルテンサイト生成に支配的なC量の偏析度規定が有効である。
板厚中心部のC量=(製品分析値のC量)×(レーザICP分析C量の平均値/レーザICP分析C量の最大値)。
(C−1)スラブの加熱温度
スラブの加熱温度は900〜1180℃とするのがよい。スラブの加熱温度が900℃未満では加熱時に均一なオーステナイト粒が得られない場合がある。一方、1180℃を超えて加熱するとオーステナイト粒が著しく大きくなって母材靱性が劣化する場合がある。したがって、鋼の加熱温度は900〜1180℃とする。好ましい加熱温度下限は950℃であり、上限は1050℃である。
鋼板の組織を適正化するために、未再結晶温度域で適正量の圧下(加工)を加えるのがよい。オーステナイトの再結晶温度域での圧下ではオーステナイト粒内に格子欠陥が蓄積され難く、圧延後に急冷しても組織の微細化が生じ難い。また、未再結晶温度域で圧下してもその累積圧下量が少ないと、オーステナイト粒内に蓄積される格子欠陥が少なくなって、圧延後に急冷しても組織の微細化が生じ難い。このため、700〜800℃の温度域で累積圧下率50%以上の熱間圧延を行う。このとき、圧延は700℃以上で終了させる。700℃未満で圧下するとスラブ温度低下にともなうスラブ硬化により十分な圧下ができないだけでなく、圧延機に負荷がかかるため好ましくない。
熱間圧延後は650℃以上の温度域から400℃以下まで水冷を実施する。このとき、所望の組織を得るためには、板厚の1/4位置において5℃/sec以上の平均冷却速度で鋼板を水冷する。冷却速度の上限は特に規定しないが、設備的に得られる上限値であってもよい。
d={(n/(p×f)}×100
ここで、d:清浄度、p:視野内の総格子点数、f:視野数、n:f個の視野における介在物によって占められる格子点中心の数を表す。
Claims (5)
- 質量%で、C:0.03〜0.12%、Si:0.01〜0.3%、Mn:1.0〜2.0%、P:0.012%以下、S:0.005%以下、Cu:0.1〜0.5%、Ni:0.1〜2.5%、Cr:0.01〜0.5%、Ti:0.005〜0.03%、Al:0.001〜0.050%及びN:0.001〜0.010%を含有し、残部はFe及び不純物からなり、不純物中のNb:0.003%以下、B:0.0005%以下、O:0.003%以下である化学組成を有し、ミクロ組織が主としてフェライトとベイナイトの混合組織であり、板厚中心部を挟んだ8mmの範囲における結晶粒径20μm以下のフェライト分率が40%以上、板厚中心部を挟んだ8mmの範囲における島状マルテンサイト組織の面積率が4.0%以下、板厚中心部を挟んだ8mmの範囲における介在物量がJIS G 0555における点算法にて0.020%以下、板厚中心部を挟んだ8mmの範囲におけるC含有量が0.15%以下であることを特徴とする、板厚中心部の降伏強度が350MPa以上の靭性に優れた板厚40〜100mmの高張力鋼板。
- Feの一部に代えて、質量%で、Mo:0.2%以下、V:0.05%以下から選択される1種以上を含有することを特徴とする請求項1に記載の高張力鋼板。
- Feの一部に代えて、質量%で、Sn:0.50%以下を含有することを特徴とする請求項1または2に記載の高張力鋼板。
- Feの一部に代えて、質量%で、Ca:0.005%以下、Mg:0.005%以下、REM:0.005%以下から選択される1種以上を含有することを特徴とする請求項1から3までのいずれかに記載の高張力鋼板。
- 請求項1から4までのいずれかに記載の化学組成を有するスラブを、その組成から決まる凝固温度に対し、その差が50℃以内になるように溶鋼の温度を管理しながら、凝固直前の電磁撹拌および凝固時の圧下を行うことによって作製し、900〜1180℃の温度域に加熱し、700〜800℃の温度域で累積圧下率50%以上の熱間圧延をし、700℃以上の温度で圧延を終了し、650℃以上の温度域から水冷を開始し、150〜250℃まで、板厚の1/4位置での平均冷却速度5℃/sec以上で水冷し、水冷停止5秒後の鋼板表面温度が300℃以上となるように水冷を停止することを特徴とする、板厚中心部の降伏強度が350MPa以上の靱性に優れた板厚40〜100mmの高張力鋼板の製造方法。
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