WO2006009091A1 - 高温強度に優れた溶接構造用４９０ＭＰａ級高張力鋼ならびにその製造方法 - Google Patents

高温強度に優れた溶接構造用４９０ＭＰａ級高張力鋼ならびにその製造方法 Download PDF

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temperature strength
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Yasushi Mizutani
Yoshiyuki Watanabe
Ryuuji Uemori
Tatsuya Kumagai
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Nippon Steel Corporation
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    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling

Definitions

  • the present invention is used for general welded structures such as buildings, civil engineering, offshore structures, shipbuilding, various storage tanks, etc., and in a temperature range of 600 ° C to 800 ° C, a relatively short time of about 1 hour.
  • the present invention relates to a high-strength steel for welded structures with excellent high-temperature strength and a method for producing the same.
  • the present invention mainly targets thick plates (thick steel plates), but also includes steel pipes and shaped steel. Background art
  • the strength of general welded structural steel has been reduced from about 350 ° C, and its allowable temperature is about 500 ° C. For this reason, when these steel materials are used in buildings, offices, residences, multistory parking lots, and other buildings, it is obligatory to provide sufficient fireproof coatings to ensure safety in fires. According to the building-related laws and regulations, the steel temperature is 350 in the event of a fire. (: It is stipulated not to exceed the above. This is because the steel material has a yield strength of about 50 ° C and is about 23 to room temperature, which is below the required strength.) In fact, such a refractory coating has a great influence on construction costs.
  • B is in the midst of merits and demerits, such as increasing hardenability. For example, during low heat input welding, the weld heat affected zone hardens significantly, resulting in poor toughness. Conversely, if the heat input is too high, it precipitates at the austenite grain boundaries and the hardenability of B cannot be used effectively. The problem was that the weld heat input range was limited due to the coarse structure and poor toughness.
  • the present inventors are not limited to the definition of the yield ratio in ns steel for construction, not only high temperature strength but also weldability, The present inventors have intensively studied a steel material having excellent weld toughness in a wide heat input range, and have reached the present invention. Disclosure of the invention
  • An object of the present invention is to provide a high-strength steel for welded structures excellent in high-temperature strength in a temperature range of 600 ° C. or higher and 800 ° C. or lower, and a manufacturing method capable of supplying the steel stably industrially. is there.
  • the present invention achieves the object by limiting the steel components, microstructures, and the like to appropriate ranges, and the gist thereof is as follows.
  • the microstructure is a mixed structure mainly of ferrite preparative base Inai DOO, 490MPa class high-strength steel for welded structures with excellent high-temperature strength, characterized by a 20-90% proportion of the vanite.
  • the average equivalent circle diameter of the old austenite grains with a cross section parallel to the rolling direction at a thickness of 1 Z 4 is 120 m or less. 490MPa class high strength steel for welded structures with excellent high temperature strength as described.
  • High-temperature strength is enhanced by the addition of Mo and Nb, which promotes stable carbonitride precipitation at high temperatures, increases the dislocation density by baiting the microstructure, and recovers dislocations by solid solution Mo and Nb. It is effective to delay.
  • Mo and Nb which promotes stable carbonitride precipitation at high temperatures, increases the dislocation density by baiting the microstructure, and recovers dislocations by solid solution Mo and Nb. It is effective to delay.
  • a large amount of Mo is indispensable in the extension of conventional knowledge, but excellent welding as a steel for welded structures. Contrary to the viewpoint of securing the weldability and weld toughness, it is extremely difficult to achieve high temperature strength.
  • C has the most prominent effect on the properties of steel, and must be controlled within a narrow range, with a limited range of 0.005% or more and less than 0.040%. If the C content is less than 0.005%, the strength is insufficient, and if it exceeds 0.040%, the amount of Mo added is large. In the present invention, weldability and weld toughness are deteriorated, and the cooling rate after rolling is excessive. In this case, the risk of excess strength increases due to an increase in the yield of the bait. Furthermore, during high-temperature heating equivalent to a fire, the mixed matrix structure of bainite and Ferai ⁇ is kept thermodynamically stable, maintaining consistency with the composite carbonitride precipitates of Mo, Nb, V, and Ti. In order to secure the strengthening effect, C must be less than 0.040%.
  • Si is an element contained in deoxidized upper steel and has a substitutional solid solution strengthening action, so it is effective in improving the strength of the base metal at room temperature, but particularly improves the high-temperature strength above 600 ° C. There is no effect.
  • the upper limit was limited to 0.5%. Deoxidation of steel is possible with Ti and A1 alone, and is preferably as low as possible from the viewpoints of weld toughness and hardenability, and is not necessarily added.
  • Mn is an indispensable element for ensuring strength and toughness, but Mn, a substitutional solid solution strengthening element, is effective in increasing the strength at room temperature, but particularly at high-temperature strength exceeding 600 ° C. Does not have a significant improvement effect. Therefore, the steel containing a relatively large amount of Mo as in the present invention needs to be less than 0.5% from the viewpoint of improving the weldability, that is, reducing the PCM.
  • the upper limit of M n low, it is advantageous from the viewpoint of center segregation of the continuous forged slab.
  • addition of 0.1% or more is necessary to adjust the strength and toughness of the base metal.
  • P and S are impurities in the steel of the present invention, and the lower the better. P prays to the grain boundaries to promote grain boundary fracture, and S forms sulfides typified by MnS to degrade the toughness of the base metal and welds. % And 0.01%.
  • Mo is an indispensable element along with Nb from the viewpoint of high temperature strength development and maintenance in the steel of the present invention. It is more advantageous to add more from the standpoint of high-temperature strength, but it should be constrained in consideration of the base metal strength, weldability, and weld toughness.
  • Mo is allowed up to 5% 1.
  • the lower limit is the combined addition with N1) or the addition of V and Ti, which are effective for improving the high-temperature strength described later, ensuring stable high-temperature strength. In order to achieve this, it is necessary to add 0.3% or more.
  • Nb is an element that must be added in combination with Mo.
  • Nb is an element useful for raising the recrystallization temperature of austenite and maximizing the effect of controlled rolling during hot rolling. It also contributes to the fine graining of the heating austenite during reheating prior to rolling. In addition, it has the effect of improving high-temperature strength by strengthening precipitation and suppressing dislocation recovery, and by adding it together with Mo, it contributes to further enhancement of high strength. If it is less than 0.03%, the effect of suppressing precipitation hardening and dislocation recovery at 700 ° C and 800 ° C is small, and if it exceeds 0.15%, the degree of hardening decreases with respect to the added amount, which is not economically undesirable. The toughness of the weld also deteriorates. For these reasons, Nb is limited to the range of 0.03 to 0.15%.
  • A1 is an element generally contained in steel for deoxidation, but Si or Ti is sufficient for deoxidation, and in the present invention, the lower limit is not limited (including 0%). However, increasing the amount of A1 not only deteriorates the cleanliness of the steel, but also deteriorates the toughness of the weld. Therefore, the upper limit was set to 0.06%.
  • N is contained in steel as an inevitable impurity.
  • Nb and Ti described later are added, Nb combines with Nb to form carbonitride to increase the strength or TiN.
  • a minimum N content of 0.001% is necessary.
  • an increase in the amount of N is harmful to weld toughness and weldability, and in the present invention, the upper limit is 0.006%.
  • This upper limit is not necessarily limited in terms of characteristics, and is limited within the range confirmed by the present inventors.
  • Cu, Ni, Cr that can be contained as necessary The reasons for the addition of Ca, V, Ti, Ca, REM, and Mg and the range of the amount added will be explained.
  • the main purpose of adding these elements to the basic components is This is because the characteristics such as strength and toughness are improved without impairing the excellent characteristics of the steel of the present invention. Therefore, the amount of addition is of a nature that should be restricted naturally.
  • Cu improves the strength and toughness of the base metal without significantly affecting the weldability and weld toughness. In order to exert these effects, addition of at least 0.05% is essential. On the other hand, excessive addition leads to a deterioration of weldability and also increases the risk of Cu cracking during hot rolling, so the upper limit was limited to 1.0%. It is known that the crack itself can be avoided by the proper addition of Ni depending on the amount of Cu, and because the weldability is also related to the amount of other alloy elements including the amount of C, the upper limit is not necessarily limited. It does not have an implication.
  • Ni exhibits almost the same effect as Cu, and has a particularly large effect on improving the toughness of the base metal. In order to reliably enjoy these effects, at least 0.05% addition is essential. On the other hand, excessive addition of Ni degrades weldability and is a relatively expensive element, and also impairs economics. Therefore, in the present invention, 490MPa class steel is used in the evening. Considering that it is a get, the upper limit is 1.0%.
  • Cr can be added as necessary to improve the strength of the base material. It can be clearly distinguished from the small amount of soot lamps from scraps, etc., and it is necessary to add 0.05% or more at least in order to enjoy the effect reliably. Too much addition, like other elements, degrades weldability and weld toughness, so the upper limit is limited to 1.0%.
  • Cu, Ni, and Cr are effective not only in terms of mechanical properties of the base metal but also in weather resistance. For such purposes, weldability and weld toughness are greatly impaired. It is preferable to add it as much as possible.
  • V has almost the same effect and action as Nb, including improved high-temperature strength. However, the effect is small compared to Nb. In addition, V has an effect on hardenability and weldability, as can be seen from the PeM equation. Therefore, the lower limit is set to 0.01% to ensure the effect of V addition, and the upper limit is set to 0.1% to eliminate adverse effects.
  • Ti like Nb and V, is effective in improving high temperature strength. In addition to this, it is preferable to add them particularly when the requirements for the base metal and the weld zone toughness are severe. Because, Ti, when the amount of A1 is small (e.g., 0.003% or less), forming a deposit composed mainly of Ti 2 0 3 combine with ⁇ , becomes intragranular ferrite formation of nuclei, the weld toughness Improve. In addition, Ti combines with N and precipitates finely in the slab as TiN, which suppresses the coarsening of austenite grains during heating and is effective in refining the rolling structure. The fine TiN present in the steel sheet ⁇ Refine the grain structure of the heat affected zone during welding. To obtain these effects, Ti must be at least 0.005%. However, if it is too much, TiC is formed and low temperature toughness deteriorates weldability, so the upper limit is 0.025%.
  • Ca and REM combine with S, an impurity, to improve toughness and suppress cracks due to diffusible hydrogen in the weld.
  • S an impurity
  • coarse inclusions are formed, which adversely affects toughness. Therefore, both are limited to the range of 0.0005 to 0.004%. Since both elements have almost the same effect, at least one of them should be added in order to enjoy the above-described effect.
  • Mg has the effect of suppressing the growth of austenite grains in the weld heat-affected zone and making it finer, making it possible to strengthen the weld zone. In order to enjoy such effects, Mg needs to be 0.0001% ⁇ . On the other hand, as the added amount increases, the effect on the added amount decreases and the economy is lost, so the upper limit was set to 0.006%.
  • B is not made intentionally, and steelmaking The point is that it does not contain substantially beyond the level included as a contamination in the process.
  • B is extremely advantageous in terms of microstructure control and strength improvement when used in high-strength steel because B significantly increases hardenability, but it also has the risk of degrading weldability and weld toughness. Have both.
  • the present invention avoids the intentional addition of B and makes it substantially B-free for the purpose of further improving the use performance as a welded structural steel in addition to the high temperature characteristics.
  • P CM C + Si / 30 + Mn / 20 + Cu / 20 + Ni / 60 + Cr / 20 + Mo / 15+ V / 10+ 5 B
  • P CM is that 0.15% or less, very low It is.
  • the microstructure is also limited.
  • the steel components By limiting the steel components only, excellent weldability and weld toughness as welded structural steel can be secured, but high temperature characteristics and above all basic characteristics (particularly strength) as 490 MPa class steel cannot be satisfied. .
  • the microstructure is mainly composed of a mixture of ferrite and bainite, and the fraction of the paynai is limited to 20 to 90%.
  • the austenite grain size before transformation after rolling needs to be appropriately limited in order to control (toughen) the toughness of a relatively high Mo-added steel such as the present invention.
  • the finer the austenite the finer the final transformation structure and the better the toughness.
  • the austenite grain size at the 1/4 thickness position in the final thickness direction of the steel sheet is limited to an average equivalent circle diameter of 120 ⁇ m or less.
  • the austenite particle size In many cases, it is not always easy to distinguish the austenite particle size. In such a case, use an impact test piece with a notch sampled in the direction perpendicular to the final rolling direction of the steel sheet, centering on the position where the plate thickness is 1/4 thickness, for example, JISZ 2202 2mmV notch test piece, etc.
  • the fracture surface unit is defined as the effective crystal grain size that can be read as an austenite grain size, and the average equivalent circle diameter is to be measured. In this case as well, it must be 120 xm or less. .
  • the excellent properties aimed at by the present invention including the structure as described above (structure, tissue fraction, former austenite particle size, etc.) and high-temperature properties, are as follows. It can be easily obtained.
  • the reheating of billets or slabs with a given steel composition is limited to a temperature range of 1 100-1250 ° C.
  • the lower limit of 1 100 ° C is to make Mo, Nb, and V and Ti added as needed, in a solid solution state with the primary purpose of ensuring high-temperature properties.
  • the higher the reheating temperature the better.
  • the heating austenite grains become coarse, which is not preferable from the viewpoint of the base metal toughness, so the upper limit is limited to 1250 ° C.
  • the limitation of the rolling conditions is to directly control the austenite grain size before transformation after rolling to a relatively fine grain as described above, mainly for ensuring toughness. For this reason, rolling requires that the cumulative reduction at 1 100 ° C or less be 30% or more.
  • the rolling end temperature is limited to 850 ° C or more as the lower limit temperature for precipitation of Mo, Nb, or V and Ti added as needed, as carbides, under low temperature pressure.
  • Cooling after rolling should also be limited from the viewpoint of structure control. Although it depends on the steel composition, a relatively thin material can obtain a specified structure even at a cooling rate that is about the same as that of cooling. However, if it is thicker, the cooling rate becomes slower when cooling is needed, and accelerated cooling is required. There is. In this case, accelerated cooling is most commonly water cooling in the production of thick steel sheets, but it is not always necessary to use water cooling. In addition, accelerated cooling is aimed at increasing the cooling speed in the transformation region for the purpose of controlling the structure, so it is necessary to perform from 800 ° C to 650 ° C.
  • the comparative example is inferior in characteristics to the inventive example because at least one of the steel components, production conditions, and structure deviates from the limited range of the present invention. I understand. That is, in Comparative Example 19, the amount of C is low, and thus the fraction of the vein is low, and both the room temperature strength and the high temperature strength (ratio) are low. In Comparative Example 20, the amount of C is high, so the bainitic fraction is high, and the room temperature strength is high. In addition, the base metal toughness, reproducible HAZ toughness is also inferior.
  • Comparative Example 21 the Mo amount is low and the accelerated cooling start temperature is low, so the high-temperature strength (ratio) is low due to the low payin fraction.
  • Comparative Example 22 the Nb content is low, the heating temperature and the rolling end temperature are low, and the accelerated cooling stop temperature is high, so the normal temperature strength and high temperature strength (ratio) are low.
  • Comparative Example 23 since B is added, when accelerated cooling is applied, the bainite fraction is high and the base material toughness is poor. In addition, the reproducible HAZ toughness is inferior.
  • Comparative Example 24 has a high amount of Mn, P CM In addition to being high, the cumulative reduction at 1100 ° C or lower is also low, so the strength of the base metal becomes excessive as 490MPa grade steel due to the high bainitic fraction, and the base metal toughness and reproducible HAZ toughness are also poor.
  • Tensile test piece Thickness 40mm or less JIS Z 2201 1A (full thickness), Thickness over 5Qmni JIS Z 2201 No. 4
  • Charpy impact test piece JIS Z 2202 2miiV notch, rolling direction
  • High-temperature tensile specimen Round bar (8mii or ⁇ ), 1/4 thickness position, perpendicular to rolling direction
  • Thermal history 1 1400 ° C x 1 second, 800 ⁇ 500 cooling time 8 seconds
  • the steel materials manufactured by the steel components and the manufacturing method based on the present invention have been demonstrated in the examples that the microstructure also satisfies the limited range of the present invention and is excellent not only in high temperature strength but also in weldability and weld toughness. .
  • welded structural steels with high-temperature properties far exceeding conventional refractory steels that guarantee high-temperature properties up to about 600 ° C can be industrially produced in large quantities. Large expansion of buildings and complete fireproof coating is expected.

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Abstract

本発明は、600℃以上800℃以下の温度範囲における高温強度に優れた溶接構造用高張力鋼およびその製造方法を提供するもので、Ｃ：0.005％以上0.040％未満、Si：0.5％以下、Mn：0.1～0.5％未満、Ｐ：0.02％以下、Ｓ：0.01％以下、Mo：0.3～1.5％、Nb：0.03～0.15％、Al：0.06％以下、Ｎ：0.006％以下に、必要に応じ、Cu, Ni, Cr, Ｖ, Ti, Ca, REM, Mgを含有し、かつ、ＰCM＝Ｃ＋Si／30＋Mn／20＋Cu／20＋Ni／60＋Cr／20＋Mo／15＋Ｖ／10＋５Ｂと定義する溶接割れ感受性組成ＰCMが0.15％以下で、実質的にＢを含有せず、残部が鉄および不可避的不純物からなり、ミクロ組織がフェライトとベイナイトの混合組織主体であって、そのベイナイトの分率が20～90％であることを特徴とする高温強度に優れた溶接構造用490MPa級高張力鋼。

Description

明 細 書 高温強度に優れた溶接構造用 490MP a級高張力鋼ならびにその製造方
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技術分野
本発明は、 建築、 土木、 海洋構造物、 造船、 各種の貯槽タンクな どの一般的溶接構造物に用いられ、 600°C以上 800°C以下の温度範囲 において、 1時間程度の比較的短時間における高温強度に優れた溶 接構造用高張力鋼ならびにその製造方法に関するものである。 本発 明は、 主として厚板 （厚鋼板） を対象としているが、 鋼管や形鋼な ども含むものである。 背景技術
一般的な溶接構造用鋼材の強度は、 約 350°Cから強度が低下し、 その許容温度は約 500°Cとされている。 このため、 それらの鋼材を ビルや事務所、 住居、 立体駐車場などの建築物に用いた場合には、 火災における安全性を確保するため、 十分耐火被覆を施すことが義 務付けられており、 建築関連諸法令では、 火災時に鋼材温度が 350 。(：以上にならないよう規定されている。 これは、 前記鋼材では、 耐 力 （降伏強度） 力 50°C程度で常温の 2 3程度になり、 必要な強 度を下回るためである。 このような耐火被覆は、 建設コス トに多大 な影響を及ぼしているのが実態である。
このような課題を解決するため、 高温時の耐カを備えた 「耐火鋼 」 が開発されている （例えば、 特開平 2 — 77523号公報、 特開平 10 — 68044号公報参照） 。 それぞれ 600°C、 700°Cでの耐力が常温での 規格最小耐カ （降伏強度） の 2 Z 3以上を維持できるとするもので ある。 しかし、 いずれも特定の温度での耐力が示されるのみで、 そ れより高温での耐力については、 全く言及されていない。 特に、 70 0°C超の温度は、 鋼成分によっては部分的に変態を開始する温度領 域に入るため、 急激な耐カ （降伏強度） 低下が懸念されるほど、 設 計に反映できるような安定した実用鋼製造はきわめて困難であった 先に本発明者らは、 700〜 800 °Cでの高温強度を確保できる鋼およ びその製造方法として、 発明をなしている （例えば、 特開 2004 - 439 6 1号公報参照） 。 鋼成分的には B添加を必須とするもので、 組織制 御を容易にし、 特に建築構造用鋼としての低降伏比を達成し得るも のである。 しかし、 一般的に知られているように、 Bは焼入性を増 大させるなど功罪相半ばする。 例えば、 小入熱溶接時には、 溶接熱 影響部が著しく硬化するため靱性に劣り、 逆に溶接入熱が大きくな り過ぎるとオーステナイ ト粒界に析出し、 Bの焼入性を有効利用で きず組織が粗大となって靱性に劣るため、 溶接入熱範囲が限られる という問題を孕んでいた。
ところで、 建築構造用鋼としては、 耐震性の観点から低降伏比の 要求があり、 I I Sにおける 「建築構造用圧延鋼材」 規格でも 80 %以 下と規定されている。 本発明者らによる先の発明は、 これらを念頭 に置いたものであった。 しかし、 平成 12年 6月に施行された改正建 築基準法では、 これまでの使用規定から性能規定に改正され、 新し い技術、 材料を早期に実用化することが含まれている。 建築用鋼材 に関しては、 建築基準法 37条において、 第 1項 ： I I S材で建築構造 用として使用が許可されるもの、 第 2項 ： 必要各種性能に応じて鋼 材の性能を評価した上で国土交通大臣が認定したものが使用できる ことになつた。 そこで、 本発明者らは、 ns建築用鋼材における降 伏比の規定にとらわれることなく、 高温強度はもとより、 溶接性、 広い入熱範囲での溶接部靱性に優れる鋼材を鋭意検討し、 本願発明 に至った。 発明の開示
上述したように、 建築物に鋼材を利用する場合、 通常の鋼材では 高温強度 （耐カ =降伏応力） が低いため、 無被覆や耐火被覆軽減で 利用することができず、 高価な耐火被覆を施さなければならなかつ た。 また、 新しく開発された鋼材でも、 その耐火温度は 600〜 700°C までの保証が限界であり、 700〜 800°Cでの無耐火被覆使用およびこ れによる耐火被覆工程の省略が可能となる鋼材の開発が望まれてい た。
本発明の目的は、 600°C以上 800°C以下の温度範囲における高温強 度に優れた溶接構造用高張力鋼ならびに当該鋼を工業的に安定して 供給可能な製造方法を提供することにある。
本発明は、 前述の課題を克服するために、 鋼成分やミクロ組織な どを適正範囲に限定することで目的を達成したもので、 その要旨は 以下の通りである。
( 1 ) 鋼成分が質量％で、
C ： 0. 005 %以上 0. 040 %未満、
S i ： 0. 5 %以下、
Mn： 0. 1〜0. 5 %未満
P ： 0. 02 %以下、
S ： 0. 01 %以下、
Mo： 0. 3〜 1. 5 %、
Nb： 0. 03〜0. 15 %、
A1 ： 0. 06 %以下、
N ： 0. 006 %以下、 かつ、
P C M = C + Si/30 + Mn/20 + Cu/20 + Ni/60+ Cr/20 + Mo/ 15+ V / 10+ 5 B
と定義する溶接割れ感受性組成 PCMが 0.15%以下で、 実質的に Bを 含有せず、 残部が鉄および不可避的不純物からなり、 ミクロ組織が フェライ トとべイナィ トの混合組織主体であって、 そのべィナイ ト の分率が 20〜 90%であることを特徴とする高温強度に優れた溶接構 造用 490MPa級高張力鋼。
( 2) 上記鋼が質量％で、 さらに、
Cu： 0.05〜 1.0%、
Ni： 0.05〜 1.0%、
Cr： 0.05〜 1.0%、
V ： 0.01〜0.1%、
Ti： 0.005〜0.025 % ,
Ca： 0.0005〜0.004%、
REM： 0.0005〜0.004%、
Mg： 0.0001〜0.006 %
のいずれか 1種または 2種以上を含有することを特徴とする上記 （ 1 ) に記載の高温強度に優れた溶接構造用 490MPa級高張力鋼。
( 3 ) 板厚 1 Z 4厚位置の圧延方向と平行な断面の旧オーステナ イ ト粒の平均円相当径が、 120 m以下であることを特徴とする上 記 （ 1 ) または （ 2 ) に記載の高温強度に優れた溶接構造用 490MPa 級高張力鋼。
(4) 上記 （ 1 ) または （2 ) に記載の鋼成分からなる鋼片また は鐯片を 1100〜1250°Cの温度範囲に再加熱後、 1100°C以下での累積 圧下量を 30%以上として、 850°C以上の温度で圧延し、 その後放冷 、 あるいは 800°C以上の温度から 650°C以下の温度まで加速冷却する ことを特徴とする高温強度に優れた溶接構造用 490MPa級高張力鋼の 製造方法。 発明を実施するための最良の実施形態
以下、 本発明の詳細を説明する。
高温強度は、 Moと Nbの複合添加により、 高温時に安定な炭窒化物 の析出を促進するとともに、 ミクロ組織のベイナイ ト化による転位 密度を増大させ、 さらには固溶 Moおよび Nbにより転位回復を遅延さ せることが有効である。 特に、 本発明の目的とする 700〜800°Cとい うきわめて高温での強度発現のためには、 従来知見の延長では Moの 多量添加が必須であるが、 溶接構造用鋼としての優れた溶接性、 溶 接部靱性確保の観点とは相反し、 高温強度との両立はきわめて困難 である。
本発明者らの研究によれば、 合金元素の適正化と組織制御、 特に 高温における母相組織の熱的安定性と適切な整合析出強化効果およ び転位回復遅延効果を得ることにより、 優れた溶接性、 溶接部靱性 と高温強度とを両立することができることを見出した。
まず、 本発明が請求項の通りに鋼成分を限定した理由について説 明する。
Cは、 鋼材の特性に最も顕著な効果を及ぼすもので、 狭い範囲に 制御されなければならず、 0. 005 %以上 0. 040 %未満が限定範囲であ る。 0. 005 %未満の C量では強度が不足し、 0. 040 %以上となると Mo 添加量が多い本発明においては溶接性、 溶接部靱性を劣化させると ともに、 圧延終了後の冷却速度が過大の場合はべイナィ トの生成分 率が増加し強度が超過する危険性が高まる。 さらに、 火災相当の高 温加熱時に、 ベイナイ トとフェライ 卜の混合母相組織を熱力学的に 安定に保ち、 Mo, Nb, V , T iの複合炭窒化析出物との整合性を維持 して、 強化効果を確保する上でも Cを 0. 040 %未満とする必要があ る。
S iは、 脱酸上鋼に含まれる元素であり、 置換型の固溶強化作用を もつことから常温での母材強度向上に有効であるが、 特に 600°C超 の高温強度を改善する効果はない。 また、 多く添加すると溶接性、 溶接部靱性が劣化するため、 上限を 0. 5 %に限定した。 鋼の脱酸は T i , A1のみでも可能であり、 溶接部靱性ゃ焼入性などの観点から低 いほど好ましく、 必ずしも添加する必要はない。
Mnは、 強度、 靱性を確保する上で不可欠な元素ではあるが、 置換 型の固溶強化元素である Mnは、 常温での強度上昇には有効であるが 、 特に 600°C超の高温強度にはあまり大きな改善効果はない。 した がって、 本発明のような比較的多量の Moを含有する鋼において溶接 性向上すなわち P C M低減の観点から 0. 5 %未満とする必要がある。 M nの上限を低く抑えることにより、 連続铸造スラブの中心偏析の点 からも有利となる。 なお、 下限については、 母材の強度、 靱性調整 上、 0. 1 %以上の添加が必要である。
Pおよび Sは、 本発明鋼においては不純物であり、 低いほど好ま しい。 Pは粒界に偏祈して粒界破壊を助長し、 Sは MnSに代表され る硫化物を形成して母材および溶接部の靱性を劣化させるため、 そ れぞれ上限を 0. 02 %、 0. 01 %とした。
Moは、 本発明鋼においては高温強度発現、 維持の観点から Nbと並 んで必要不可欠の元素である。 単に高温強度の観点からは多く添加 するほど有利であるが、 母材強度や溶接性、 溶接部靱性をも考慮す れば制約すべきものである。 Cを低く抑える本発明においては、 後 述する P C Mの範囲内 （0. 16 %以下） であれば、 Moは 1. 5 %まで許容 される。 下限は、 N1)との複合添加、 あるいはさらに後述する高温強 度向上に有効な V , T iを添加したとしても安定して高温強度を確保 するためには 0.3%以上の添加が必要である。
Nbは、 Moとともに複合添加が必須の元素である。 まず、 Nbの一般 的な効果として、 オーステナイ トの再結晶温度を上昇させ、 熱間圧 延時の制御圧延の効果を最大限に発揮する上で有用な元素である。 また、 圧延に先立つ再加熱時の加熱ォ一ステナイ トの細粒化にも寄 与する。 さらに、 析出強化および転位回復抑制による高温強度向上 効果を有し、 Moとの複合添加により、 一層の高度強度向上に寄与す る。 0.03%未満では 700°Cおよび 800°Cにおける析出硬化および転位 回復抑制の効果が少なく、 0.15%を超えると添加量に対し硬化の度 合いが減少し、 経済的にも好ましくないばかりでなく、 溶接部の靱 性も劣化する。 これらの理由により、 Nbは 0.03〜0.15%の範囲に限 定する。
A1は、 一般に脱酸上鋼に含まれる元素であるが、 脱酸は Siまたは Tiだけでも十分であり、 本発明においては、 その下限は限定しない ( 0 %を含む） 。 しかし、 A1量が多くなると鋼の清浄度が悪くなる だけでなく、 溶接部の靱性が劣化するので、 上限を 0.06%とした。
Nは、 不可避的不純物として鋼中に含まれるものであるが、 Nbお よび後述する Tiを添加した場合、 Nbと結合して炭窒化物を形成して 強度を増加させたり、 TiNを形成して鋼の性質を高める。 このため 、 N量として最低 0.001%は必要である。 しかしながら、 N量の増 加は溶接部靱性、 溶接性に有害であり、 本発明においてはその上限 は 0.006 %である。 なお、 この上限は必ずしも特性上の限界的な意 味合いはなく、 本発明者らが確認した範囲内で限定したものである 次に、 必要に応じて含有することができる Cu， Ni， Cr， V, Tiお よび Ca， REM, Mgの添加理由とその添加量範囲について説明する。 基本となる成分に、 さらにこれらの元素を添加する主たる目的は 、 本発明鋼の優れた特徴を損なうことなく、 強度、 靱性などの特性 を向上させるためである。 したがって、 その添加量は自ずと制限さ れるべき性質のものである。
Cuは、 溶接性、 溶接部靭性に顕著な悪影響を及ぼすことなく母材 の強度、 靱性を向上させる。 これらの効果を発揮させるためには、 少なく とも 0. 05 %以上の添加が必須である。 一方、 過剰な添加は溶 接性劣化に加え、 熱間圧延時に Cuクラック発生の危険性を増大させ ることにもつながるので、 上限を 1. 0 %に限定した。 なお、 クラ ック自体は、 Cu量に応じた適正な N i添加で回避できることが知られ ており、 溶接性も C量をはじめとする他の合金元素量とも関係する ので、 上限は必ずしも限界的な意味合いを持つものではない。
N iは、 Cuとほぼ同様の効果を示し、 特に母材の靱性向上には大き な効果がある。 これらの効果を確実に享受するためには少なく とも 0. 05 %以上の添加が必須である。 一方、 過剰な添加は、 N iといえど も溶接性を劣化させるとともに、 比較的高価な元素であるため、 経 済性を損ねることにもなるので、 本発明においては 490MP a級鋼を夕 —ゲッ トとしていることも考慮し、 1. 0 %を上限とする。
C rは、 母材の強度を向上させるため、 必要に応じて添加すること ができる。 スクラップなどからの卜ランプ ' エレメントとしての微 量混入と明確に区別でき、 確実に効果を享受する上で、 最低限 0. 05 %以上の添加が必要である。 多すぎる添加は、 他の元素同様、 溶接 性や溶接部靱性を劣化させるため、 上限を 1. 0 %に限定する。
上記、 Cu， N i , C rは、 母材の機械的特性上の観点のみならず、 耐 候性にも有効であり、 そのような目的においては、 溶接性、 溶接部 靱性を大きく損ねることのない範囲で積極的に添加することが好ま しい。
Vは、 高温強度向上も含め Nbとほぼ同様の効果 · 作用を有するも のであるが、 Nbに比べてその効果は小さい。 また、 Vは P eMの式に も入っていることから分かるように、 焼入性、 溶接性にも影響を及 ぼす。 したがって、 V添加の効果を確実に享受する上で下限を 0.01 %とするとともに、 悪影響を排除するため上限を 0. 1%とする。
Tiは、 Nb, Vなどと同様、 高温強度向上に有効である。 それ以外 にも、 特に、 母材および溶接部靱性に対する要求が厳しい場合には 、 添加することが好ましい。 なぜならば、 Tiは、 A1量が少ない時 （ 例えば 0.003 %以下） 、 〇と結合して Ti 203を主成分とする析出物を 形成、 粒内変態フェライ ト生成の核となり、 溶接部靱性を向上させ る。 また、 Tiは Nと結合して TiNとしてスラブ中に微細析出し、 加 熱時のオーステナイ ト粒の粗大化を抑え、 圧延組織の微細化に有効 であり、 また鋼板中に存在する微細 TiNは、 溶接時に溶接熱影響部 組織を細粒化する。 これらの効果を得るためには、 Tiは最低 0.005 %必要である。 しかし、 多すぎると TiCを形成し、 低温靱性ゃ溶接 性を劣化させるので、 その上限は 0.025 %である。
Ca, REMは、 不純物である Sと結合し、 靱性の向上や溶接部の拡 散性水素による割れを抑制する働きを有するが、 多すぎると粗大な 介在物を形成し、 靱性に悪影響を及ぼすので、 いずれも 0.0005〜0. 004%の範囲に限定する。 両元素は、 ほぼ同等の効果を有するので 、 上述した効果を享受するためには少なく ともいずれか一方を添加 すればよい。
Mgは、 溶接熱影響部においてオーステナィ ト粒の成長を抑制し細 粒化する作用があり、 溶接部の強靭化が図れる。 このような効果を 享受するためには、 Mgは 0.0001%≥必要である。 一方、 添加量が増 えると添加量に対する効果代が小さくなり、 経済性を失するため、 上限は 0.006 %とした。
なお、 本発明においては、 Bは意図的に添加することなく、 製鋼 工程におけるコンタミネーシヨ ンとして含まれるレベルを超えては 実質的に含有しないことがポイントである。 Bは微量添加で焼入性 を顕著に高めるため、 高張力鋼に用いる場合には組織制御や強度向 上の点で有利であるが、 溶接性や溶接部靱性を劣化させる危険性を も同時に併せ持つ。 本発明は、 高温特性に加えて溶接構造用鋼とし ての使用性能を一段と高めることを目的として、 意図的な B添加を 忌避し、 実質的に Bフリーとした。
鋼の個々の成分を上述した通り限定しても、 成分系全体が適切で ないと、 本発明の特徴である優れた特性は得られない。 特に、 本発 明者らによる先の特許 （特願 2004- 43961号） より、 溶接性、 溶接部 靱性を大きく改善させることを意図したものであるため、 PCMの値 を 0.15%以下に限定する。 ここで PCMとは溶接割れ感受性を表す指 数で次の式により定義される。
PCM = C + Si/30 + Mn/20 + Cu/20 + Ni/60 + Cr/20 + Mo /15+ V / 10+ 5 B
一般に、 P(;Mは低いほど溶接性に優れ、 0.22%以下であれば、 溶 接時の （溶接冷間割れ防止のための） 予熱が不要といわれている。 高張力鋼、 なかでも本発明のような高温強度に優れた高張力鋼で、 しかも焼入性を顕著に高める元素である Bを実質的に含まない鋼に おいて、 P CMが 0.15%以下というのは、 きわめて低い値である。
さらに、 本発明においては、 ミクロ組織をも限定する。 鋼成分の みの限定では、 溶接構造用鋼としての優れた溶接性や溶接部靱性は 確保可能であるが、 高温特性や何より 490MPa級鋼としての基本特性 (特に強度） を満足することはできない。 このため、 本発明の目的 に適うものとして、 ミクロ組織はフェライ トとベイナイ トの混合組 織主体であって、 そのうちのペイナイ 卜の分率を 20〜90%であるこ とに限定する。 これは、 ベイナイ ト分率が低いと 490MPa級の常温強 度および高温強度の確保が困難であり、 ペイナイ 卜分率が高すぎる と J I Sなどで規定される 490MP a級鋼の強度範囲を超過する危険性が 増大するという、 本発明者らの実験結果に基づいて本発明の特徴を 明確にするために限定したもので、 必ずしも限界的な意味を持つも のではない。
なお、 これらのミク口組織は板厚断面方向 1 / 4厚位置を代表さ せるものとする。 また、 組織名としての 「ベイナイ ト」 の呼称は、 当業者においては広く用いられているものである力 S、 ノ リエ一ショ ンの多様さなどから分率測定に際しては、 その領域の特定の点で不 明確さが生じる可能性がある。 その場合、 組織構成上のもう一つの 組織である 「フェライ ト」 で判定する方法もある。 この場合のフエ ライ ト分率は 1 0〜 80 %である。 ここで呼ぶところのフェライ トは、 セメンタイ 卜を含まないポリゴナルまたは擬ポリゴナルフェライ ト である （針状フェライ トは含まない） 。
圧延後の変態前のオーステナイ ト粒径は、 本発明のような比較的 高い Mo添加鋼の靱性を制御 （高靱化） する上で適正に限定する必要 がある。 該オーステナイ トが細粒であるほど、 最終変態組織も微細 となり靱性を向上させる。 通常の Moの低い鋼と遜色ない靱性を得る ため、 鋼板の最終圧延方向の板厚断面方向 1 / 4厚位置における該 オーステナイ ト粒径を平均円相当直径で 1 20 ^ m以下に限定する。 板厚や鋼成分によっては、 1 20 ^ m超でも十分な靱性が得られるケ ースもあるが、 確実に安定して靱性を確保できる粒径として限定し たもので、 必ずしも限界的意味合いはない。 なお、 オーステナイ ト 粒径は、 その判別が必ずしも容易でないケースも少なからずある。 このような場合には、 板厚 1 / 4厚位置を中心として、 鋼板の最終 圧延方向と直角方向に採取した切り欠き付き衝撃試験片、 例えば、 J I S Z 2202 2mmVノッチ試験片などを用い、 十分低温で脆性破壊さ せた際の破面単位をオーステナイ ト粒径と読み替え得る有効結晶粒 径と定義し、 その平均円相当直径を測定することとし、 この場合で も同様に 120 x m以下であることが必要である。
上記に限定した通りの組織 （組織、 組織分率、 旧オーステナイ ト 粒径など） と高温特性をはじめとする本発明が目的とする優れた諸 特性は、 製造方法を以下の通り限定することで容易に得ることがで さる。
所定の鋼成分を有する鋼片または铸片の再加熱は、 1 100〜 1250°C の温度範囲に限定する。 下限の 1 100°Cは、 Mo， Nbおよび必要に応じ て添加する V , T iを高温特性確保を第一の目的として固溶状態とす るためである。 この目的のためには、 再加熱温度は高いほど好まし いが、 加熱オーステナイ ト粒が粗大化し、 母材靭性の観点から好ま しくないため、 上限を 1250°Cに限定する。
圧延条件の限定は、 直接的には圧延後変態前のオーステナイ ト粒 径を上述の通りに比較的細粒に制御するためであり、 主として靱性 確保のためである。 このため、 圧延は 1 100°C以下での累積圧下量を 30 %以上とする必要がある。 圧延終了温度は、 低温域の圧下で Mo， Nb、 あるいは必要に応じて添加する V , T iが炭化物として析出する ための下限温度として 850°C以上に限定する。
圧延後の冷却も、 組織制御の観点から限定すべきものである。 鋼 成分にもよるが、 比較的薄手においては、 放冷程度の冷速でも所定 の組織を得ることができるが、 厚手になると放冷では冷速が遅くな り、 加速冷却が必要となる場合がある。 この場合の加速冷却は、 厚 鋼板製造においては水冷が最も一般的であるが、 必ずしも水冷であ る必要はない。 また、 加速冷却は組織制御のため変態域の冷速を上 げることが目的であるので、 800°C以上の温度から 650°C以下の温度 まで行う必要がある。 なお、 本発明においては、 高温強度とは 600°Cから 800でまでを夕 一ゲッ トとしており、 その定量的目標は、 高温時の降伏応力の常温 降伏応力に対する比 P ( =高温降伏応力/常温降伏応力） tfi 鋼材 温度 T ( °C ) ;^ 600°C以上 800°C以下の範囲で、 p≥— 0. 0033 X T + 2. 80である。 実施例
転炉一連続铸造ー厚板工程で、 種々の鋼成分の鋼板 （厚さ 12〜80 mm) を製造し、 その機械的性質および溶接性、 溶接部靱性評価とし て J I Sに準拠した斜め y形溶接割れ試験におけるルート割れの有無 および溶接再現熱サイクルによる小入熱と超大入熱溶接相当の再現 HAZ靱性を調査した。 表 1 に比較例とともに本発明例の鋼成分、 製 造条件、 組織および諸特性の調査結果をそれぞれ示した。
本発明例では、 いずれも本発明の限定範囲を満足し、 高温強度、 再現 H A Z靱性を含めた各種特性も極めて良好である。 これに対し、 比較例は鋼成分や製造条件、 組織などの少なく とも一つ以上が本発 明の限定範囲を逸脱しているために、 本発明例に対し、 特性が劣つ ていることが分かる。 すなわち、 比較例 19は、 C量が低いためべィ ナイ ト分率が低く、 常温強度、 高温強度 （比） とも低い。 比較例 20 は、 C量が高いためべイナイ ト分率が高く、 常温強度が高い。 また 、 母材靱性、 再現 HAZ靱性にも劣る。 比較例 21は、 Mo量が低く、 加 速冷却開始温度も低いため、 ペイナイ ト分率が低いこともあって、 高温強度 （比） が低い。 比較例 22は、 Nb量が低く、 加熱温度、 圧延 終了温度も低いことに加え、 加速冷却停止温度が高いため、 常温強 度、 高温強度 （比） が低い。 比較例 23は、 Bが添加されているため 、 加速冷却を適用した場合、 ベイナイ ト分率が高く、 母材靱性に劣 る。 また、 再現 HAZ靱性にも劣る。 比較例 24は、 Mn量が高く、 P C M も高いのに加え、 1100°C以下での累積圧下量も低いため、 べィナイ ト分率が高くなつて 490MPa級鋼として母材強度が過剰となり、 母材 靭性、 再現 HAZ靱性にも劣る。
なお、 斜め y形溶接割れ試験におけるルート割れは、 比較例 24が P CMが本発明の限定範囲より高いとはいえ 0.185%程度であり、 い ずれのケースでも発生しなった。
表 1
Figure imgf000015_0001
引張試験片 ： 板厚 40mm以下 JIS Z 2201 1A号（全厚）、 板厚 5Qmni超 JIS Z 2201 4号
(1/4厚）、 圧延方向に対し直角方向
シャルピー衝撃試験片 ： JIS Z 2202 2miiVノ ツチ、 圧延方向
高温引張試験片 ： 丸棒（8miiまたは ΙΟΜΦ )、 1/4厚位置、 圧延方向と直角方向 熱履歴 1 ： 1400°C X 1秒、 800→ 500 の冷却時間 8秒
熱履歴 2 ： 1400^ X30秒、 800→500°Cの冷却時間 330秒 産業上の利用可能性
本発明に基づいた鋼成分、 製造方法で製造された鋼材は、 ミクロ 組織も本発明の限定範囲を満たし、 高温強度はもとより、 溶接性、 溶接部靱性にも優れることが実施例で実証された。 すなわち、 従来 の 600 °C程度までの高温特性を保証した耐火鋼をはるかに凌ぐ高温 特性を有する溶接構造用鋼が工業的に安定して大量生産できること が示され、 例えば建築用途としては、 適用建築物や完全無耐火被覆 の大幅拡大が期待される。

Claims

1
成分が質量％で、
C ： 0. 005 %以上 0.040%未満、
Si： 0. 5%以下、
Mn： 0. 1〜0.5%未満、
請
P ： 0. 02%以下、
S ： 0. 01%以下、
の
Mo： 0. 3〜 1.5%、
Nb： 0.
A1： 0. 06%以下、 囲
N ： 0. 006 %以下、
かつ 、
1 C M C +Si/30 + Mn/20 + Cu V
と定義する溶接割れ感受性組成 PeMが 0.15%以下で、 実質的に Bを 含有せず、 残部が鉄および不可避的不純物からなり、 ミクロ組織が フェライ トとべィナイ トの混合組織主体であって、 そのべィナイ ト の分率が 20〜90%であることを特徴とする高温強度に優れた溶接構 造用 490MPa級高張力鋼。
2. 前記鋼が質量％で、 さらに、
Cu： 0.05〜 1.0%、
Ni： 0.05〜 1.0%、
Cr： 0.05〜 1.0%、
V ： 0.01〜0.1%、
Ti： 0.005〜0.025 %,
Ca： 0.0005〜0.004%、 REM： 0.0005〜 0.004%、
Mg： 0.0001〜 0.006 %
のいずれか 1種または 2種以上を含有することを特徴とする請求項 1に記載の高温強度に優れた溶接構造用 490MPa級高張力鋼。
3. 板厚 1 Z 4厚位置の圧延方向と平行な断面の旧オーステナイ ト粒の平均円相当径が、 120 im以下であることを特徴とする請求 項 1 または 2に記載の高温強度に優れた溶接構造用 490MPa級高張力
4. 請求項 1 または 2に記載の鋼成分からなる鋼片または铸片を 1100〜 1250°Cの温度範囲に再加熱後、 1100°C以下での累積圧下量を 30%以上として、 850°C以上の温度で圧延し、 その後放冷、 あるい は 800°C以上の温度から 650°C以下の温度まで加速冷却することを特 徴とする高温強度に優れた溶接構造用 490MPa級高張力鋼の製造方法
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