JP6502377B2 - 降伏強度８９０ＭＰａ級の低溶接割れ感受性鋼板及びその製造方法 - Google Patents
降伏強度８９０ＭＰａ級の低溶接割れ感受性鋼板及びその製造方法Info
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Description
本発明は、高強度低溶接割れ感受性鋼板に関し、具体的には、降伏強度８９０ＭＰａ級の低溶接割れ感受性鋼板及びその製造方法に関する。
高強度機械設備及びエンジニアリング建設に用いる鋼には、高い強度及び優れた靭性が必要である。様々な要因が強度に対する貢献は、下記式で表される。
σ＝σｆ＋σｐ＋σｓｌ＋σｄ
式中、σｆが細粒強化であり、σｐが析出強化であり、σｓｌが固溶強化であり、σｄが転位強化である。鋼板の熱機械処理には、通常に熱加工制御プロセス（ＴＭＣＰ）が採用される。変形率と冷却速度を制御することで、ミクロ組織の微細化を実現し、或いは超細ベイナイトなどの高強度組織を形成でき、鋼の降伏強度を向上させる。
式中、σｆが細粒強化であり、σｐが析出強化であり、σｓｌが固溶強化であり、σｄが転位強化である。鋼板の熱機械処理には、通常に熱加工制御プロセス（ＴＭＣＰ）が採用される。変形率と冷却速度を制御することで、ミクロ組織の微細化を実現し、或いは超細ベイナイトなどの高強度組織を形成でき、鋼の降伏強度を向上させる。
現在、ＴＭＣＰにより生産される低炭素高強度鋼の成分は、主にＭｎ−Ｎｉ−Ｎｂ−Ｍｏ−Ｔｉ及びＳｉ−Ｍｎ−Ｃｒ−Ｍｏ−Ｎｉ−Ｃｕ−Ｎｂ−Ｔｉ−Ａｌ−Ｂ系である。
例えば、国際公開番号ＷＯ９９／０５３３５号には、２つの温度段階で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、この低合金鋼の化学成分（ｗｔ．％）は、Ｃ：０．０５〜０．１０％、Ｍｎ：１．７〜２．１％、Ｎｉ：０．２〜１．０％、Ｍｏ：０．２５〜０．６Ｍｏ％、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｐ≦０．０１５％、Ｓ≦０．００３％である。
また、中国特許公開番号１５２１２８５号には、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の化学成分（ｗｔ．％）は、Ｃ：０．０１〜０．０５％、Ｓｉ：０．０５〜０．５５％、Ｍｎ：１．０〜２．２％、Ｎｉ：０．０〜１．０％、Ｍｏ：０．０〜０．５％、Ｃｒ：０．０〜０．７％、Ｃｕ：０．０〜１．８％、Ｎｂ：０．０１５〜０．０７０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ａｌ：０．０１５〜０．０７％である。
上記開示された二種類の鋼種の合金元素の設計は、それぞれＭｎ−Ｎｉ−Ｎｂ−Ｍｏ−Ｔｉ及びＳｉ−Ｍｎ−Ｃｒ−Ｍｏ−Ｎｉ−Ｃｕ−Ｎｂ−Ｔｉ−Ａｌ−Ｂ系である。Ｍｏ及びＮｉはいずれも貴金属であるので、添加される合金元素の種類と合計量に基づいて分析すると、このような鋼種の生産コストが高いである。
本発明は、降伏強度８９０ＭＰａ級の低溶接割れ感受性鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。低溶接割れ感受性鋼板は、低炭素超細ベイナイトラス低溶接割れ感受性鋼板であって、Ｓｉ−Ｍｎ−Ｎｂ−Ｍｏ−Ｖ−Ｔｉ−Ａｌ−Ｂ系鋼種を採用して、熱加工圧延及び冷却を制御する技術により、調質処理がなく、溶接割れ感受性指数Ｐｃｍが０．２５％以下であり、降伏強度が８９０ＭＰａより高く、引張強度が９５０ＭＰａより高く、シャルピー衝撃エネルギーＡｋｖ（−２０℃）が１２０Ｊ以上であり、板厚さが６０ｍｍに到達でき、優れた低温靭性と溶接性を有するものである。
上記目的を達するための、本発明の技術方案は、降伏強度８９０ＭＰａ級の低溶接割れ感受性鋼板であって、その化学成分が、重量百分率でＣ ０．０６〜０．１３ｗｔ．％、Ｓｉ ０．０５〜０．７０ｗｔ．％、Ｍｎ １．２０〜２．３０ｗｔ．％、Ｍｏ ０〜０．２５ｗｔ．％、Ｎｂ ０．０３〜０．１１ｗｔ．％、Ｔｉ ０．００２〜０．０５０ｗｔ．％、Ａｌ ０．０２〜０．１５ｗｔ．％、Ｂ ０〜０．００２０ｗｔ．％、２Ｓｉ＋３Ｍｎ＋４Ｍｏ≦８．５であり、残部がＦｅ及び不可避的不純物であり、かつ、鋼板は溶接割れ感受性指数Ｐｃｍが０．２５％以下であることを満たすものである。
本発明の成分設計は、以下のようにする。
Ｃ：Ｃは、オーステナイト領域を拡大させるものである。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できる。そのため、本発明におけるＣの含有量は、０．０６〜０．１３重量％に設定される。
Ｃ：Ｃは、オーステナイト領域を拡大させるものである。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できる。そのため、本発明におけるＣの含有量は、０．０６〜０．１３重量％に設定される。
Ｓｉ：Ｓｉは、炭化物として鋼に存在することなく、固溶体としてベイナイトフェライト又はオーステナイトに存在しており、鋼におけるベイナイトオーステナイト又はフェライトの強度を高める。Ｓｉ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、連続冷却の過程中でのベイナイト組織の形成に寄与する。本発明において、鋼に０．７０％以下のＳｉを添加することは、鋼の強度と靭性との一致関係の向上に寄与する。
Ｍｎ：Ｍｎは、Ｆｅと一緒に固溶体を形成でき、鋼におけるベイナイトフェライト及びオーステナイトの強度と硬度を向上させる。Ｍｎは、鉄―炭素平衡状態図におけるオーステナイト領域を拡大させ、鋼において安定的なオーステナイト組織を形成させる能力がわずかにＮｉに次ぎ、鋼の焼入れ性を強く向上させる。Ｍｎ含有量が高いと、鋼結晶を粗大化させる傾向がある。本発明において、１．２０〜２．３０％のＭｎを添加することは、フェライトとパーライトの変態速度を低減し、微細化のベイナイト組織の形成に寄与でき、かつ鋼に一定の強度を持たせる。
Ｍｏ及びＣｒ：Ｍｏ及びＣｒはフェライト化元素であり、オーステナイト領域を低減させる。Ｍｏ、Ｃｒが、オーステナイト及びフェライトに固溶されると、鋼の強度を高めるとともに、鋼の焼入性を向上させ、焼戻し脆性を防止することができる。Ｍｏは値段が非常に高い元素であり、本発明では焼戻し調質処理をする必要がないので、コストを低減するために、０．２５％以下のＭｏ、０．２０％以下のＣｒを添加すればよい。
Ｎｂ：本発明では、多量の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、圧延過程でより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厚くなる。本発明では、０．０３〜０．１０ｗｔ．％のＮｂを添加することにより、Ｎｂの固溶強化作用と細粒強化作用の双方を考慮した。
Ｔｉ：Ｔｉは、フェライト化元素であり、オーステナイト領域を大幅に小さくする。Ｔｉの炭化物である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がオーステナイトに固溶されると、鋼の焼入性の向上に寄与する。Ｔｉは第１類２５０〜４００℃の焼戻し脆性を低減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、０〜０．０５０ｗｔ．％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て、ベイナイトラスを微細化することができる。
Ａｌ：Ａｌは、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、オーステナイト相の領域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、０．１５％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：Ｂは、鋼の焼入性を顕著に増加することができる。本発明では、０〜０．００２％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。
本発明の鋼板に優れた溶接性能を持たせるために、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｍｏの三種類の元素の含有量は、下記関係式：２Ｓｉ＋３Ｍｎ＋４Ｍｏ≦８．５を満たす必要がある。具体的には、厚さ６０ｍｍ以下の鋼板に比較的低温の予熱温度（常温乃至５０℃）の条件下で溶接割れがないと確保できる。
本発明の設計化学成分を採用すると、各種の合金元素の作用を合理的に利用でき、最大厚さが６０ｍｍである鋼板を生産できる。
低溶接割れ感受性の鋼板の溶接割れ感受性の指数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
溶接割れ感受性の指数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、逆に、溶接性が悪くなる。「溶接性が良い」とは、溶接時の溶接割れが発生しにくいという意味である。溶接性の悪い鋼は、割れが発生しやすい。割れの発生を避けるためには、溶接前に鋼を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、逆に、高い予熱温度が必要となる。中華人民共和国の鉄冶金業界標準ＹＢ／Ｔ ４１３７−２００５の規定によると、モデル番号Ｑ８００ＣＦの鋼材のＰｃｍ値は０．２８％より低くなければならない。本発明に関わる超細ベイナイトラスの高強度低溶接割れ感受性の鋼板の溶接割れ感受性が０．２０％より低いと、優良な溶接性能を持っている。
溶接割れ感受性の指数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、逆に、溶接性が悪くなる。「溶接性が良い」とは、溶接時の溶接割れが発生しにくいという意味である。溶接性の悪い鋼は、割れが発生しやすい。割れの発生を避けるためには、溶接前に鋼を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、逆に、高い予熱温度が必要となる。中華人民共和国の鉄冶金業界標準ＹＢ／Ｔ ４１３７−２００５の規定によると、モデル番号Ｑ８００ＣＦの鋼材のＰｃｍ値は０．２８％より低くなければならない。本発明に関わる超細ベイナイトラスの高強度低溶接割れ感受性の鋼板の溶接割れ感受性が０．２０％より低いと、優良な溶接性能を持っている。
本発明の降伏強度８９０ＭＰａ級の低溶接割れ感受性鋼板の製造方法は、下記工程を含む。
１）製錬、鋳造
下記成分になるように連鋳ビレット又はインゴットを製錬、鋳造して、その厚さを鋼板完成品の厚さの４倍以上にする。上記鋼板の化学成分は、重量百分率でＣ ０．０６〜０．１３ｗｔ．％、Ｓｉ ０．０５〜０．７０ｗｔ．％、Ｍｎ １．２０〜２．３０ｗｔ．％、Ｍｏ ０〜０．２５ｗｔ．％、Ｎｂ ０．０３〜０．１１ｗｔ．％、Ｔｉ ０．００２〜０．０５０ｗｔ．％、Ａｌ ０．０２〜０．１５ｗｔ．％、Ｂ ０〜０．００２０ｗｔ．％、２Ｓｉ＋３Ｍｎ＋４Ｍｏ≦８．５、残部がＦｅ及び不可避的不純物であり、かつ、鋼板は溶接割れ感受性指数Ｐｃｍが０．２５％以下であることを満たすものである。
下記成分になるように連鋳ビレット又はインゴットを製錬、鋳造して、その厚さを鋼板完成品の厚さの４倍以上にする。上記鋼板の化学成分は、重量百分率でＣ ０．０６〜０．１３ｗｔ．％、Ｓｉ ０．０５〜０．７０ｗｔ．％、Ｍｎ １．２０〜２．３０ｗｔ．％、Ｍｏ ０〜０．２５ｗｔ．％、Ｎｂ ０．０３〜０．１１ｗｔ．％、Ｔｉ ０．００２〜０．０５０ｗｔ．％、Ａｌ ０．０２〜０．１５ｗｔ．％、Ｂ ０〜０．００２０ｗｔ．％、２Ｓｉ＋３Ｍｎ＋４Ｍｏ≦８．５、残部がＦｅ及び不可避的不純物であり、かつ、鋼板は溶接割れ感受性指数Ｐｃｍが０．２５％以下であることを満たすものである。
２）加熱、圧延
加熱温度は１０５０〜１１８０℃であり、保温時間は１２０〜１８０分間である。
圧延は、第１段階の圧延と第２段階の圧延に分けられる。
第１段階の圧延の過程において、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。
上記第２段階の圧延の過程において、パスの変形率は１０〜２８％であり、圧延終了温度は７８０〜８４０℃である。
加熱温度は１０５０〜１１８０℃であり、保温時間は１２０〜１８０分間である。
圧延は、第１段階の圧延と第２段階の圧延に分けられる。
第１段階の圧延の過程において、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。
上記第２段階の圧延の過程において、パスの変形率は１０〜２８％であり、圧延終了温度は７８０〜８４０℃である。
３）冷却
鋼板は、１５〜３０℃／Ｓの速度で２２０〜３５０℃まで冷却されて、水中から出た後、空冷される。
更に、工程３）において、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。
鋼板は、１５〜３０℃／Ｓの速度で２２０〜３５０℃まで冷却されて、水中から出た後、空冷される。
更に、工程３）において、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。
本発明の製造方法において、
［１］ 圧延工程
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。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。まず高い温度で圧延させて、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され、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へ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する。
［１］ 圧延工程
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。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。まず高い温度で圧延させて、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され、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へ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する。
圧延終了温度は未再結晶区の低温段に制御される。また、当該温度領域は相変態点Ａｒ３に近い、つまり、圧延終了温度は７８０〜８４０℃であり、当該温度範囲内で圧延を終了すると、変形を増加させることにより、回復が抑制され、オーステナイト内の欠陥が増加し、ベイナイトの相変態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。早い冷却速度では、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態領域に入る。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。
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。早い冷却速度では、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態領域に入る。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。
ΔＧ＝ΔＧｃｈｅｍ＋ΔＧｄ
ただし、ΔＧｃｈｅｍは化学駆動力であり、ΔＧｄは欠陥による歪み蓄積エネルギーである。早い冷却速度では、オーステナイトが過冷却され、化学相変化駆動力が増加し、圧延過程による歪み蓄積エネルギーΔＧｄ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する。熱力学と動力学の二つの要因を考えると、ベイナイトは大きなレートで核形成する。早い冷却速度では、ベイナイトの変態が速やかに完成し、ベイナイトフェライトラスの粗大化が抑制される。４５０〜５５０℃でスタッキングして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、析出強化の強度への貢献が向上する。従って、本発明の熱処理方法によれば、微細化されたベイナイトを主とする基質組織が得られ、高強度と優れた靭性を有する鋼板が生産される。
ただし、ΔＧｃｈｅｍは化学駆動力であり、ΔＧｄは欠陥による歪み蓄積エネルギーである。早い冷却速度では、オーステナイトが過冷却され、化学相変化駆動力が増加し、圧延過程による歪み蓄積エネルギーΔＧｄ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する。熱力学と動力学の二つの要因を考えると、ベイナイトは大きなレートで核形成する。早い冷却速度では、ベイナイトの変態が速やかに完成し、ベイナイトフェライトラスの粗大化が抑制される。４５０〜５５０℃でスタッキングして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、析出強化の強度への貢献が向上する。従って、本発明の熱処理方法によれば、微細化されたベイナイトを主とする基質組織が得られ、高強度と優れた靭性を有する鋼板が生産される。
高強度の機械設備及びエンジニアリング建設に用いる鋼には、高い強度及び優れた靭性が必要である。様々な要因が強度に対する貢献は、下記式で表される。
σ＝σｆ＋σｐ＋σｓｌ＋σｄ
ただし、σｆは細粒強化であり、σｐは析出強化であり、σｓｌは固溶強化であり、σｄは転位強化である。鋼板の熱機械処理には、一般に熱加工制御プロセス（ＴＭＣＰ）が採用される。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超細ベイナイト等の高強度組織の形成を実現して、鋼の降伏強度を高める。本発明成分には、微量合金元素Ｎｂが添加され、Ｎｂは熱処理過程において炭窒化物を形成し、析出強化の作用がある。マトリックスに固溶されるＮｂは、固溶強化作用がある。熱処理の時、改良されたＴＭＣＰ及び緩和析出制御（ＲＰＣ）技術によれば、安定な転位網が形成され、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。
ただし、σｆは細粒強化であり、σｐは析出強化であり、σｓｌは固溶強化であり、σｄは転位強化である。鋼板の熱機械処理には、一般に熱加工制御プロセス（ＴＭＣＰ）が採用される。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超細ベイナイト等の高強度組織の形成を実現して、鋼の降伏強度を高める。本発明成分には、微量合金元素Ｎｂが添加され、Ｎｂは熱処理過程において炭窒化物を形成し、析出強化の作用がある。マトリックスに固溶されるＮｂは、固溶強化作用がある。熱処理の時、改良されたＴＭＣＰ及び緩和析出制御（ＲＰＣ）技術によれば、安定な転位網が形成され、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。
鋼板は再結晶領域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積を形成し、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、晶内転位は再配列する。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、安定な転位網を形成する。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の箇所で析出する。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と、これが有する転位と炭窒化物析出パターンの変形オーステナイト結晶粒が相変態し始める場合は、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、その近くにマトリックスと異なる異相界面のある第２相が析出すると、相変態時の新しい相核の形成に一層有利である。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る。中間温度変態によるもの、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に、その相変態境界は、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網構造及び第２相の析出パーティクルは、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、当該プロセスは核形成の促進及び成長の抑制の複合効果が奏して、最終の組織のベイナイトフェライトラスを微細化した。
機械構造及びエンジニアリング建設に用いられる高強度鋼には、溶接前に予熱する必要がなく、或いは少々予熱しても割れが発生しない必要があり、主に大型鋼構造部材の溶接施工の問題が解決された。Ｐｃｍを低減する唯一の手段は、炭素と合金元素の添加量を減少させることである。しかし、焼入れ＋焼戻しプロセスにより生産された高強度鋼にとって、炭素と合金元素の添加量を減少することは、鋼強度の低下を不可避的に招く。本発明の改善されたＴＭＣＰ＋ＲＰＣプロセスによれば、上記のような欠陥を補うことができる。本発明で採用される成分体系は、鋼板が高強度と低温靭性を有するとともに、溶接割れ感受性指数Ｐｃｍが０．２０％以下であり、優れた溶接性能を有することを確保できる。
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、Ｎｂ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がなく、かつ、合金元素の含有量が少なく、原材コストが低く、溶接割れ感受性が低く、溶接前に予熱する必要がない。
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、Ｎｂ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がなく、かつ、合金元素の含有量が少なく、原材コストが低く、溶接割れ感受性が低く、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、降伏強度が８９０ＭＰａより高く、引張強度が９５０ＭＰａより高く、シャルピー衝撃エネルギーＡｋｖ（−２０℃）が１００Ｊ以上であり、板厚さが６０ｍｍに到達でき、溶接割れ感受性の指数Ｐｃｍが０．２５％以下であり、優れた溶接性能を持っている。
５、本発明によれば、最大厚さが６０ｍｍまでの厚い板を製造できる。
以下、実施例を用いて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。
表１は本発明実施例の鋼板の化学成分（ｗｔ．％）及びそのＰｃｍ（％）値を示している。表２は本発明実施例の鋼板の力学性能を示している。表３は本発明実施例１の８９０ＭＰａ級の低溶接割れ感受性鋼板の溶接性能試験（斜めＹ型溶接割れ試験）の結果を示している。
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、連続ビレットまたはインゴットを鋳造し、連続ビレット又はインゴットを１１１０℃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３００℃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。
表１に示す化学成分を電気炉または転炉で製錬して、連続ビレットまたはインゴットを鋳造し、連続ビレット又はインゴットを１１１０℃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３００℃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
実施形態は実施例１とほぼ同じであるが、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３５０℃であった。
実施形態は実施例１とほぼ同じであるが、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３５０℃であった。
実施例３
実施形態は実施例１とほぼ同じであるが、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３３０℃であった。
実施形態は実施例１とほぼ同じであるが、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３３０℃であった。
実施例４
実施形態は実施例１とほぼ同じであるが、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２８５℃であった。
実施形態は実施例１とほぼ同じであるが、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２８５℃であった。
実施例５
実施形態は実施例１とほぼ同じであるが、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２２０℃であった。
実施形態は実施例１とほぼ同じであるが、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２２０℃であった。
実施例６
実施形態は実施例１とほぼ同じであるが、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、結束温度は３００℃であった。
実施形態は実施例１とほぼ同じであるが、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、結束温度は３００℃であった。
表１と表２から分かるように、本発明に係わる降伏強度８９０ＭＰａ級の低溶接割れ感受性鋼板は、Ｐｃｍ≦０．２５％であり、降伏強度が何れも８９０ＭＰａよりも大きく、引張強度が９５０ＭＰａよりも大きく、シャルピー衝撃エネルギーＡｋｖ（−２０℃）≧１２０Ｊ、板厚さが６０ｍｍに到達でき、優れた低温靭性と溶接性を持っているものであった。
本発明の実施例１の鋼板に対して溶接性能試験（斜めＹ型溶接割れ試験）を行ったところ、室温と５０℃の条件において、何れも割れが見当たらなかった（表３を参照）。これにより、本発明の鋼種は溶接性能が良く、溶接の時、一般的に予熱する必要がないことが分かる。
Claims (3)
- 化学成分が、重量百分率でＣ ０．０６〜０．１３ｗｔ．％、Ｓｉ ０．０５〜０．７０ｗｔ．％、Ｍｎ １．２０〜２．３０ｗｔ．％、Ｍｏ ０〜０．２５ｗｔ．％、Ｎｂ ０．０３〜０．１１ｗｔ．％、Ｔｉ ０．００２〜０．０５０ｗｔ．％、Ａｌ ０．０２〜０．１５ｗｔ．％、Ｂ ０．００１０〜０．００２０ｗｔ．％、２Ｓｉ＋３Ｍｎ＋４Ｍｏ≦８．５であり、残部がＦｅ及び不可避的不純物であり、かつ、鋼板の溶接割れ感受性指数Ｐｃｍが０．２５％以下であることを満たし、
降伏強度が８９０ＭＰａより高く、引張強度が９５０ＭＰａより高く、シャルピー衝撃エネルギーＡｋｖ（−２０℃）が１２０Ｊ以上である低炭素超細ベイナイトラス鋼板であることを特徴とする降伏強度８９０ＭＰａ級の低溶接割れ感受性鋼板。 - 請求項１に記載の降伏強度８９０ＭＰａ級の低溶接割れ感受性鋼板を製造する方法であって、
１）製錬、鋳造
下記成分になるように連鋳ビレット又はインゴットを製錬、鋳造して、その厚さを鋼板完成品の厚さの４倍以上にし、鋼板の化学成分は、重量百分率でＣ ０．０６〜０．１３ｗｔ．％、Ｓｉ ０．０５〜０．７０ｗｔ．％、Ｍｎ １．２０〜２．３０ｗｔ．％、Ｍｏ ０〜０．２５ｗｔ．％、Ｎｂ ０．０３〜０．１１ｗｔ．％、Ｔｉ ０．００２〜０．０５０ｗｔ．％、Ａｌ ０．０２〜０．１５ｗｔ．％、Ｂ ０．００１０〜０．００２０ｗｔ．％、２Ｓｉ＋３Ｍｎ＋４Ｍｏ≦８．５、残部がＦｅ及び不可避的不純物であり、かつ、前記鋼板は溶接割れ感受性指数Ｐｃｍが０．２５％以下であることを満たすものであり；
２）加熱、圧延
加熱温度は１０５０〜１１８０℃であり、保温時間は１２０〜１８０分間であり；
圧延は、第１段階の圧延と第２段階の圧延に分けられており、
第１段階の圧延の過程において、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℃になるまで待ち、
上記第２段階の圧延の過程において、パスの変形率は１０〜２８％であり、圧延終了温度は７８０〜８４０℃であり；
３）冷却
鋼板は、１５〜３０℃／Ｓの速度で２２０〜３５０℃まで冷却されて、水中から出た後、空冷される
工程を含むことを特徴とする降伏強度８９０ＭＰａ級の低溶接割れ感受性鋼板の製造方法。 - 前記工程３）において、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ことを特徴とする請求項２に記載の降伏強度８９０ＭＰａ級の低溶接割れ感受性鋼板の製造方法。
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