WO2013118313A1 - 溶接熱影響部の低温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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Definitions
- the present invention relates to a high-strength steel plate used for steel structures such as ships, marine structures, pressure vessels, penstocks, and the like, and particularly to yield stress.
- Yield stress (Yield stress) (YS) is 400 MPa or more, not only excellent in the strength and toughness of the base material, but also low-temperature toughness (CTOD) of multi-layer welds with small to medium heat input.
- CTOD low-temperature toughness
- the present invention relates to a high-tensile steel plate having excellent characteristics (crack tip opening disparity property) and a method for producing the same.
- This test was performed by bending a test piece in which a fatigue precrack was generated in the toughness evaluation section at three points and measuring the amount of crack opening (plastic deformation volume) immediately before fracture. Thus, the resistance to occurrence of brittle failure is evaluated.
- CTOD test since a fatigue precrack is used, a very small region serves as a toughness evaluation part, and when a local embrittlement area exists, even if good toughness is obtained in a Charpy impact test, low toughness is exhibited. There is a case.
- the local embrittlement region is a welding heat affected zone (hereinafter also referred to as HAZ) that is subjected to a complex thermal history by multi-layer welding such as steel having a large plate thickness, and is easily generated and bonded ( bond) (the boundary between the weld metal and the base metal) and the part where the bond part is reheated to a two-phase region (coarse grains are formed by welding in the first cycle, and ferrite and austenite are formed by a subsequent welding pass)
- a region heated to a two-phase region hereinafter referred to as a two-phase region re-heating area, becomes a local brittle area.
- the bond portion Since the bond portion is exposed to a high temperature just below the melting point, the austenite grains are coarsened, and the subsequent cooling tends to transform into an upper bainite structure with low toughness, so that the matrix itself Low toughness.
- a brittle structure such as a Woodmanstatten structure (Widmannstatten structure) or an island-like martensite (MA) (MA) is easily generated, and the toughness is further reduced.
- a technique of finely dispersing TiN in steel to suppress coarsening of austenite grains or using it as ferrite transformation nuclei has been put into practical use.
- the bonded portion may be heated to a temperature range where TiN dissolves, and the above-mentioned effects cannot be exhibited as the requirement for low temperature toughness of the welded portion becomes more severe.
- rare-earth elements REM
- REM rare-earth elements
- Ti oxide dispersion technology, BN ferrite nucleation capability combined with oxide dispersion, and addition of Ca and REM to control the form of sulfide A technique for increasing toughness by performing (morphology control) has also been proposed.
- Patent Document 3 discloses a technique for mainly increasing the addition amount of Mn to 2% or more.
- Mn tends to segregate at the center of the slab, increasing the degree of center segregation in the heat affected zone as well as the base metal, and the origin of fracture. (Origin of the fracture), causing a reduction in the base material and HAZ toughness.
- steel structures such as ships, offshore structures, pressure vessels, and penstocks have been required to have higher strength for steel materials as their size increases.
- the steel materials used in these steel structures are, for example, many thick materials having a plate thickness of 35 mm or more, so that many alloy elements are added to ensure a yield strength of 400 MPa class or higher.
- a steel component system is advantageous.
- it is difficult to say that the improvement in toughness of the bond part and the two-phase region reheat part has been sufficiently studied for high-strength steel materials having a large amount of alloy elements.
- the present invention has a yield stress (YS) suitable for use in steel structures such as ships, offshore structures, pressure vessels, and penstocks of 400 MPa or more, and a weld heat affected zone of a multilayer weld due to small to medium heat input.
- An object of the present invention is to provide a high-tensile steel sheet having excellent low-temperature toughness (CTOD characteristics) and a method for producing the same.
- the inventors of the present invention designed a specific component based on the following technical idea and completed the present invention. 1. Since the CTOD characteristic is evaluated with a test piece having a full thickness of the steel sheet, the central segregation portion where the components are concentrated becomes the starting point of the fracture. Therefore, in order to improve the CTOD characteristic of the weld heat affected zone, an element that is easily concentrated as the center segregation of the steel sheet is controlled to an appropriate amount to suppress hardening of the center segregation zone. Since the concentration of C, Mn, P, Ni, and Nb is higher than that of other elements at the center of the slab that becomes the final solidification part when the molten steel solidifies, the amount of addition of these elements is set to the center segregation part hardness.
- the hardness is controlled at the center segregation by controlling the thickness index.
- TiN is effectively used to suppress austenite grain coarsening in the vicinity of the weld bond. By controlling Ti / N to an appropriate amount, TiN can be uniformly and finely dispersed in the steel.
- the crystallization of a Ca compound (CaS) added for the purpose of morphological control of sulfide is used for improving the toughness of the weld heat affected zone. Since CaS is crystallized at a lower temperature than oxide, it can be uniformly finely dispersed.
- H Vmax is the maximum value of the Vickers hardness of the center segregation part
- H Vave is the average value of the Vickers hardness of the part excluding the center segregation part from the front and back surfaces to 1/4 of the plate thickness
- [C] is the C content. (Mass%)
- t is the plate thickness (mm) of the steel sheet. 2.
- Ni The high-tensile steel sheet excellent in low-temperature toughness of the weld heat-affected zone according to 1, characterized by containing one or more selected from 2% or less. 3.1 After heating the steel having the component composition described in 1 or 2 to 1050 to 1200 ° C., the cumulative rolling reduction in the temperature range of 950 ° C. or higher is 30% or more, and the cumulative rolling reduction in the temperature range of less than 950 ° C. is 30 to 30 ° C.
- X [M] is the ratio between the concentration of the element M in the central segregation part and the concentration of the average element M obtained by EPMA line analysis, that is, (M concentration in the central segregation part) / (average M concentration). ).
- the cumulative rolling reduction in the temperature range of 950 ° C. or higher is 30% or more, and the cumulative rolling reduction in the temperature range of less than 950 ° C. is 30 to 70%.
- a method for producing a high-tensile steel sheet excellent in low-temperature toughness of the weld heat-affected zone characterized in that hot rolling is performed and then accelerated cooling to 600 ° C. or lower at a cooling rate of 1.0 ° C./s or higher. 7). 6.
- the yield stress (YS) suitable for use in large steel structures such as offshore structures is 400 MPa or higher, and the low tension toughness of multi-layer welds with small to medium heat input, particularly high tension excellent in CTOD characteristics.
- a steel plate and a method for producing the same are obtained, which are extremely useful industrially.
- the component composition and the thickness direction hardness distribution are defined. 1.
- % is mass%.
- C: 0.03-0.12% C is an element necessary for ensuring the strength of the base material as a high-tensile steel plate. If it is less than 0.03%, the hardenability is lowered, and in order to secure strength, it is necessary to add a large amount of a hardenability improving element such as Cu, Ni, Cr, Mo, etc., which increases the cost and the weldability. Invite. Moreover, addition exceeding 0.12% leads to the weld part toughness fall in addition to reducing weldability remarkably. Therefore, the C content is in the range of 0.03 to 0.12%.
- Si 0.01-0.30% Si is a component added as a deoxidizing element and for obtaining the strength of the base material.
- Si amount needs to be 0.01 to 0.30%.
- Mn 0.5 to 1.95% Mn is added in an amount of 0.5% or more in order to ensure the base metal strength and weld joint strength.
- Al 0.015 to 0.06%
- Al is an element added to deoxidize molten steel and needs to be contained in an amount of 0.015% or more.
- the toughness of the base metal and the welded portion is reduced, and it is mixed into the weld metal portion by dilution by welding to reduce the toughness. Therefore, it is limited to 0.06% or less. Preferably, it is 0.05% or less.
- the amount of Al is defined by acid-soluble Al (also referred to as Sol.Al or the like).
- Nb 0.011 to 0.05% Since Nb forms a non-recrystallized region in the low temperature region of austenite, the microstructure of the base material can be refined and toughened by rolling in that temperature region. Further, precipitation strengthening can be obtained by air cooling after rolling / cooling or subsequent tempering treatment. In order to acquire the said effect, it is necessary to contain 0.011% or more. However, if the content exceeds 0.05%, the toughness deteriorates, so the upper limit is made 0.05%, preferably 0.04%.
- Ti 0.005 to 0.02% Ti precipitates as TiN when the molten steel solidifies, suppresses coarsening of austenite in the welded portion, and contributes to improved toughness of the welded portion.
- N 0.001 to 0.006% N reacts with Al to form precipitates, thereby refining crystal grains and improving base material toughness. Moreover, it is an element required in order to form TiN which suppresses the coarsening of the structure
- Ca 0.0005 to 0.003%
- Ca is an element that improves toughness by fixing S. In order to obtain this effect, addition of at least 0.0005% is necessary. However, even if the content exceeds 0.003%, the effect is saturated, so it is added in the range of 0.0005 to 0.003%.
- Ceq 0.44 or less Since Ceq specified by the formula (1) exceeds 0.44, weldability and weld toughness are lowered, so 0.44 or less. Preferably, it is 0.42 or less.
- Ceq [C] + [Mn] / 6 + ([Cu] + [Ni]) / 15 + ([Cr] + [Mo] + [V]) / 5 (1)
- [M] is the content (mass%) of the element M.
- the element not contained is 0. Ti / N: 1.5 to 3.5
- Ti / N 1.5 to 3.5
- the range of Ti / N is 1.5 to 3.5, preferably 1.8 to 3.2.
- each element has a content (% by mass).
- [Ca], [S], and [O] indicate the content (% by mass) of each element.
- the ACR value is 0 or less, CaS does not crystallize. Therefore, since S precipitates in the form of MnS alone, ferrite transformation production nuclei (ferrite transformation product nucleus) in the weld heat affected zone cannot be obtained. In addition, MnS precipitated alone is elongated during rolling to cause a decrease in the toughness of the base material.
- the ACR value is 1 or more, S is completely fixed by Ca, and MnS that works as ferrite transformation nuclei does not precipitate on CaS, so composite sulfide realizes fine dispersion of ferrite transformation nuclei.
- the ACR value is greater than 0 and less than 1, MnS is deposited on CaS to form a composite sulfide, which can function effectively as a ferrite transformation nucleus.
- the ACR value is preferably in the range of 0.2 to 0.8. 5.5 [C] 4/3 +15 [P] +0.90 [Mn] +0.12 [Ni] +7.9 [Nb] 1/2 +0.53 [Mo] ⁇ 3.10 (3)
- [M] is the content of element M (mass%)
- the value on the left side of the equation (3) is a center segregation part hardness index composed of components that are easily concentrated to center segregation, and is referred to as a Ceq * value in the following description.
- the CTOD test is a test at the full thickness of the steel sheet, the specimen contains center segregation, and when the concentration of components at the center segregation is remarkable, a hardened zone is generated in the weld heat affected zone, so a good value cannot be obtained. .
- the appropriate range of the Ceq * value is obtained experimentally, and if the Ceq * value exceeds 3.10, the CTOD characteristics deteriorate, so it is set to 3.10 or less. Preferably it is 2.90 or less.
- the Ceq * value is preferably 2.0 or more.
- the above is the basic component composition of the present invention.
- Cr: 0.20 to 2%, Mo: 0.1 to 0.7%, V: 0.005 to 0.1%, One or two or more selected from Cu: 0.49% or less and Ni: 2% or less can be contained.
- Cr: 0.20-2% Cr is an element effective for increasing the strength of the base material, and in order to exhibit this effect, it is preferable to contain 0.20% or more. However, if it is contained excessively, the toughness is adversely affected.
- Mo 0.1 to 0.7% Mo is an element effective for increasing the strength of the base material, and in order to exhibit this effect, it is preferable to contain 0.1% or more. However, if it is contained excessively, the toughness is adversely affected. Therefore, when it is contained, it is preferably 0.1 to 0.7%, and more preferably 0.1 to 0.6%.
- V 0.005 to 0.1% V is an element effective for improving the strength and toughness of the base material when contained in an amount of 0.005% or more. However, if the content exceeds 0.1%, the toughness is reduced. It is preferably ⁇ 0.1%.
- Cu 0.49% or less
- Cu is an element having an effect of improving the strength of steel. In order to acquire the effect, 0.1% or more is preferable. However, if Cu is contained in excess of 0.49%, hot brittleness is caused to deteriorate the surface properties of the steel sheet. When Cu is contained, the content is preferably 0.49% or less.
- Ni 2% or less
- Ni is an element effective for improving the strength and toughness of steel, and is also effective for improving the toughness of the welded portion. In order to acquire the effect, 0.1% or more is preferable. However, Ni is an expensive element, and excessive addition lowers the hot ductility and easily causes scratches on the surface of the slab during casting. Therefore, when it is contained, the upper limit is preferably made 2%. 2.
- H Vmax / H Vave ⁇ 1.35 + 0.006 / [C] ⁇ t / 500
- H Vmax is the maximum value of Vickers hardness at the center segregation part
- H Vave is the average value of Vickers hardness of the part excluding the center segregation part from the front and back surfaces to 1/4 of the plate thickness
- [C] Indicates the C content (% by mass)
- t indicates the plate thickness (mm).
- H Vmax / H Vave is a non-dimensional parameter indicating the hardness of the central segregation part.
- HV max is the hardness of the center segregation part, and the range of (plate thickness / 40) mm including the center segregation part in the thickness direction is 0.25 mm apart in the thickness direction with a Vickers hardness tester (load 10 kgf). Measured so that the maximum value is obtained. Also, H Vave is the average value of hardness, and the range excluding the central segregation part between the position of 1/4 of the plate thickness from the front surface and the position of 1/4 of the plate thickness from the back surface is the Vickers hardness test.
- X [M] representing (M concentration of central segregation part) / (average M concentration) was determined by the following method. In an area of 500 ⁇ m ⁇ 500 ⁇ m including the central segregation at the representative position, the EPMA surface analysis of Mn (area analysis by Electro Probe X-ray Microanalysis) was performed with a beam diameter of 2 ⁇ m, a pitch of 2 ⁇ m, and 0.07 seconds per point. Three fields of view are carried out under the conditions described above.
- EPMA line analysis in the thickness direction of Si, Mn, P, Cu, Ni, and Nb was performed on 5 locations with high Mn concentration. The measurement was carried out under the condition of 10 seconds per point, and the value obtained by dividing the average value of the maximum value of each measurement line as the concentration of the segregation part and the analysis value of each component (M concentration of the central segregation part) / (average M concentration) X [M] representing It is known that the CTOD characteristic is influenced by the degree of embrittlement of the micro area at the bottom of the notch in addition to the degree of embrittlement at the bottom of the notch (hardening due to center segregation).
- the presence of the micro embrittlement region has a great influence when a strict evaluation (such as a test at a low temperature) is performed.
- the degree of segregation of center segregation is defined by the equation (3), and the hardness and alloy element distribution in the microregion of center segregation is (4 ) And (5).
- the steel of the present invention is preferably produced by the production method described below.
- Molten steel adjusted to the component composition within the scope of the present invention is melted by a normal method using a converter, an electric furnace, a vacuum melting furnace, etc., and then made into a slab through a continuous casting process, and then by hot rolling.
- a desired plate thickness is obtained, followed by cooling and a tempering treatment.
- hot rolling a slab heating temperature and a rolling reduction are defined.
- the temperature condition of the steel sheet is defined by the temperature at the center of the thickness of the steel sheet.
- the temperature at the center of the plate thickness is obtained by simulation calculation or the like from the plate thickness, surface temperature, cooling conditions, and the like.
- the temperature at the central portion of the plate thickness can be obtained by calculating the temperature distribution in the plate thickness direction using a calculus of finite differences.
- Slab heating temperature 1050-1200 ° C
- the slab heating temperature is set to 1050 ° C. or higher in order to steadily press-cast cast defects existing in the slab by hot rolling.
- the upper limit of the heating temperature is set to 1200 ° C.
- the lower limit of the stop temperature for accelerated cooling is not particularly limited.
- tempering when tempering is not performed in the subsequent process, it is preferable to set the stop temperature of accelerated cooling to 350 ° C. or higher.
- Tempering temperature 450 °C ⁇ 650 °C
- the tempering temperature is lower than 450 ° C., sufficient tempering effect cannot be obtained.
- tempering is performed at a temperature higher than 650 ° C., carbonitride is coarsely precipitated and the toughness is lowered. Since it may cause a decrease in strength, it is not preferable.
- tempering is more preferably performed by induction heating because coarsening of carbides during tempering is suppressed.
- the center temperature of the steel sheet calculated by simulation such as a difference method is set to 450 ° C. to 650 ° C.
- the steel of the present invention suppresses the coarsening of the austenite grains in the weld heat affected zone, and further finely disperses the ferrite transformation formation nuclei that do not dissolve even at high temperatures, thereby refining the structure of the weld heat affected zone. Toughness is obtained. Also, even in the region that is reheated to the two-phase region by the heat cycle at the time of multilayer welding, the structure of the weld heat-affected zone by the first welding is refined, so that it is not yet in the two-phase region reheating region. It is possible to improve the toughness of the transformation region (non-transformation area), to refine the austenite grains to be retransformed, and to reduce the degree of toughness reduction.
- a continuous cast slab of steel symbols A to W having the composition shown in Table 1 was used as a raw material, followed by hot rolling and heat treatment to produce a thick steel plate having a thickness of 50 mm to 100 mm.
- a tensile test was performed by taking a JIS No. 4 test piece from the position of 1/2 the thickness of the steel sheet so that the longitudinal direction of the test piece was perpendicular to the rolling direction of the steel sheet, yield stress (YS) and Tensile strength (TS) was measured.
- Welded joint toughness is evaluated by using a K-type groove to produce a multi-layer welded joint by submerged arc welding with a welding heat input of 45 to 50 kJ / cm, and welding on the straight side at 1/4 of the thickness of the steel sheet.
- ⁇ - 10 ° C which is the CTOD value at -10 ° C, is measured with the weld bond portion on the straight side as the notch position of the three-point bending CTOD test piece, and the CTOD value ( ⁇ - 10 ° C ) among the three test quantities In the case where the minimum value is 0.35 mm or more, it was judged that the CTOD characteristics of the welded joint were good.
- Tables 2-1 and 2-2 show the base material properties, the Charpy impact test results and the CTOD test results of the welds as well as hot rolling conditions and heat treatment conditions.
- Steels A to G are invention examples, and steels H to W are comparative examples in which any of the component compositions is outside the scope of the present invention.
- Examples 1 to 5, 8, 11 to 13, 15, and 16 all satisfy Rs ⁇ 64.3, and joint CTOD characteristics that satisfy the target are obtained.
- the manufacturing conditions are outside the scope of the present invention, and the target base material toughness is not obtained.
- Examples 9 and 10 have low tempering conditions and low toughness because the tempering conditions are outside the scope of the present invention.
- the strength of the base material is low because the cooling rate after rolling is smaller than the range of the present invention.
- Example 20 since the formula (2): 0 ⁇ [Ca] ⁇ (0.18 + 130 ⁇ [Ca]) ⁇ [O] ⁇ / 1.25 / [S] ⁇ 1 is not satisfied, welding is performed.
- the toughness of the part is low.
- Example 23 since the range of S exceeds the range of the present invention, the toughness of the base material and the welded portion is low.
- Example 24 since the range of C exceeds the range of the present invention, the toughness of the welded portion is low.
- Examples 17, 18, and 26 to 32 are outside the component range of the present invention and have low weld toughness.
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Abstract
Description
鋼の靭性の評価基準としては、従来、主にシャルピー衝撃試験(Charpy impact test)による吸収エネルギー(absorbed energy)が用いられてきたが、近年では、より信頼性を高めるために、き裂開口変位試験(Crack Tip Opening Displacement Test、以降CTOD試験)が用いられることが多い。この試験は、靭性評価部に疲労予き裂(fatigue precrack)を発生させた試験片を3点曲げし、破壊直前のき裂の口開き量(塑性変形量(plastic deformation volume))を測定して脆性破壊(brittle failure)の発生抵抗を評価するものである。
CTOD試験では疲労予き裂を用いるので極めて微小な領域が靭性評価部となり、局所脆化域(local embrittlement area)が存在すると、シャルピー衝撃試験で良好な靭性が得られても、低い靭性を示す場合がある。
局所脆化域は、板厚が厚い鋼など多層盛溶接(multilayer welding)により複雑な熱履歴(thermal history)を受ける溶接熱影響部(以下、HAZとも称する)で、発生しやすく、ボンド部(bond)(溶接金属と母材の境界)やボンド部が2相域に再加熱される部分(1サイクル目の溶接で粗粒となり、後続の溶接パスによりフェライト(ferrite)とオーステナイト(austenite)の2相域に加熱される領域、以下2相域再加熱部(dual phase re−heating area)が局所脆化域(local brittle area)となる。
ボンド部は、融点直下の高温にさらされるため、オーステナイト粒(austenite grain)が粗大化し、引き続く冷却により靭性の低い上部ベイナイト組織(upper bainite structure)に変態しやすいことから、マトリクス(matrix)自体の靭性が低い。また、ボンド部では、ウッドマンステッテン組織(Widmannstatten strucuture)や島状マルテンサイト(M−A Constituent)(MA)などの脆化組織(brittle structure)が生成しやすく、靭性はさらに低下する。
溶接熱影響部の靭性を向上させるため、例えば鋼中にTiNを微細分散させ、オーステナイト粒の粗大化を抑制したり、フェライト変態生成核として利用したりする技術が実用化されている。しかしながら、ボンド部においてはTiNが溶解する温度域にまで加熱されることがあり、溶接部の低温靭性の要求が厳しいほど、上述の作用効果が発揮されなくなる。
一方、特許文献1や特許文献2には、希土類元素(rare−earth elements)(REM)をTiと共に複合添加して鋼中に微細粒子を分散させることにより、オーステナイトの粒成長を抑制し、溶接部の靭性を向上させる技術が開示されている。
その他に、Tiの酸化物を分散させる技術や、BNのフェライト核生成能(Capability of nucleation)と酸化物分散を組み合わせる技術、さらにはCaやREMを添加して硫化物(sulfide)の形態を制御(morphology control)することにより、靭性を高める技術も提案されている。
しかし、これらの技術は、比較的低強度で合金元素量の少ない鋼材が対象であるところ、より高強度で合金元素量の多い鋼材の場合はHAZ組織がフェライトを含まない組織となるために、適用できない。
そのため、溶接熱影響部においてフェライトを生成しやすくする技術として、特許文献3には、主にMnの添加量を2%以上に高める技術が開示されている。しかし、連続鋳造材(continuous cast steel)ではスラブ(slab)の中心部にMnが偏析しやすく、母材のみならず溶接熱影響部でも中心偏析部(center segregation area)度を増し、破壊の起点(origin of the fracture)となるため、母材およびHAZ靭性の低下を引き起こす。
一方、2相域再加熱部は、2相域再加熱で、オーステナイトに逆変態(reverse transformation)した領域に炭素が濃化して、冷却中に島状マルテンサイトを含む脆弱なベイナイト組織が生成され、靭性が低下するため、鋼組成を低C、低Si化し島状マルテンサイトの生成を抑制して靭性を向上し、Cuを添加することにより母材強度を確保する技術が開示されている(例えば、特許文献4および5)。これらは、時効処理(aging treatment)によるCuの析出で強度を高めるものであるが、多量のCuを添加するために熱間延性(hot ductility)が低下し、生産性(productivity)を阻害する。
そこで、本発明は、船舶や海洋構造物、圧力容器、ペンストックなど鉄鋼構造物に用いて好適な降伏応力(YS)が400MPa以上で、小~中入熱による多層溶接部の溶接熱影響部の低温靭性(CTOD特性)に優れる高張力鋼板とその製造方法を提供することを目的とする。
1.CTOD特性は鋼板全厚の試験片で評価されるため、成分の濃化する中心偏析部が破壊の起点となる。従って、溶接熱影響部のCTOD特性を向上するため、鋼板の中心偏析として濃化しやすい元素を適正量に制御し、中心偏析部の硬化を抑制する。溶鋼が凝固する際に最終凝固部となるスラブの中心において、C、Mn、P、Ni、Nbが他の元素に比べて濃化度が高いため、これらの元素の添加量を中心偏析部硬さ指標により制御して中心偏析での硬さを抑制する。
2.溶接熱影響部の靭性を向上させるため、TiNを有効利用して溶接ボンド部近傍でオーステナイト粒の粗大化を抑制する。Ti/Nを適正量に制御することにより、鋼中にTiNを均一微細分散できる。
3.硫化物の形態制御(morphology control)を目的として添加しているCaの化合物(CaS)の晶出を溶接熱影響部の靭性向上に利用する。CaSは、酸化物(oxide)に比べて低温で晶出するため、均一に微細分散することができる。そして、CaSの添加量および添加時の溶鋼中の溶存酸素量(amount of dissolved oxygen)を適正範囲に制御することによって、CaS晶出後でも固溶Sが確保されるので、CaSの表面上にMnSが析出して複合硫化物(complex sulfide)を形成する。このMnSの周囲には、Mnの希薄帯(dilute zone)が形成されるので、フェライト変態がより促進される。
すなわち本発明は、
1.質量%で、C:0.03~0.12%、Si:0.01~0.30%、Mn:0.5~1.95%、P:0.008%以下、S:0.005%以下、Al:0.015~0.06%、Nb:0.011~0.05%、Ti:0.005~0.02%、N:0.001~0.006%、Ca:0.0005~0.003%を含有し、(1)式で規定されるCeq:0.44以下、Ti/N:1.5~3.5、並びに、(2)式及び(3)式を満たし、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、鋼板の中心偏析部の硬さが(4)式を満足することを特徴とする溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板。
Ceq=[C]+[Mn]/6+([Cu]+[Ni])/15+([Cr]+[Mo]+[V])/ 5・・・(1)
0<{[Ca]−(0.18+130×[Ca])×[O]}/1.25/[S]<1 ・・・(2)
5.5[C]4/3+15[P]+0.90[Mn]+0.12[Ni]+7.9[Nb]1/2+0.53[Mo] ≦3.10 ・・・(3)
ここで、[M]は元素Mの含有量(質量%)。
HVmax/HVave ≦ 1.35+0.006/[C]−t/500 ・・・(4)
HVmaxは中心偏析部のビッカース硬さの最大値、HVaveは表裏面から板厚の1/4までと中心偏析部とを除く部分のビッカース硬さの平均値、[C]はC含有量(質量%)、tは鋼板の板厚(mm)。
2.鋼組成に、更に、質量%で、Cr:0.20~2%、Mo:0.1~0.7%、V:0.005~0.1%、Cu:0.49%以下、Ni:2%以下の中から選ばれる1種または2種以上を含有することを特徴とする、1に記載の溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板。
3.1または2に記載の成分組成を有する鋼を1050~1200℃に加熱後、950℃以上の温度域における累積圧下率が30%以上、950℃未満の温度域における累積圧下率が30~70%となる熱間圧延を施し、その後、600℃以下までを冷却速度1.0℃/s以上で加速冷却することを特徴とする溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板の製造方法。
4.更に、冷却停止後、450~650℃に焼戻し処理を施すことを特徴とする3に記載の溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板の製造方法。
5.1または2に記載の高張力鋼板で、中心偏析部の各元素の濃度が(5)式を満たすことを特徴とする溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板。
Rs=12.5(X[Si]+X[Mn]+X[Cu]+X[Ni])+1.5X[P]+1.8X[Nb]<64.3・・・(5)
ここで、X[M]は、EPMAライン分析で得られる中心偏析部の元素Mの濃度と平均の元素Mの濃度との比、すなわち、(中心偏析部のM濃度)/(平均のM濃度)を表す。
6.5に記載の成分組成を有する鋼を1050~1200℃に加熱後、950℃以上の温度域における累積圧下率が30%以上、950℃未満の温度域における累積圧下率が30~70%となる熱間圧延を施し、その後、600℃以下までを冷却速度1.0℃/s以上で加速冷却することを特徴とする溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板の製造方法。
7.更に、冷却停止後、450~650℃に焼戻し処理を施すことを特徴とする6に記載の溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板の製造方法。
1.成分組成
成分組成の限定理由について説明する。説明において%は質量%とする。
C:0.03~0.12%
Cは、高張力鋼板としての母材強度確保に必要な元素である。0.03%未満では焼入性が低下し、強度確保のために、Cu、Ni、Cr、Moなどの焼入性向上元素の多量添加が必要となり、コスト高と、溶接性の低下とを招く。また、0.12%を超える添加は溶接性を著しく低下させることに加え、溶接部靭性低下を招く。従って、C量は0.03~0.12%の範囲とする。好ましくは、0.05~0.10%である。
Si:0.01~0.30%
Siは、脱酸元素として、また、母材強度を得るために添加する成分である。しかし、0.30%を超える多量の添加は、溶接性の低下と溶接継手靭性の低下を招くので、Si量は0.01~0.30%とする必要がある。好ましくは、0.20%以下である。
Mn:0.5~1.95%
Mnは母材強度および溶接継手強度を確保するため、0.5%以上添加する。しかし、1.95%を超える添加は、溶接性を低下させ、焼入性が過剰となり、母材靭性および溶接継手靭性を低下させるため、0.5~1.95%の範囲とする。
P:0.008%以下
不純物元素であるPは、母材靭性および溶接部靭性を低下させ、特に溶接部において含有量が0.008%を超えると靭性が著しく低下するので、0.008%以下とする。
S:0.005%以下
Sは、不可避的に混入する不純物で、0.005%を超えて含有すると母材および溶接部靭性を低下させるため、0.005%以下とする。好ましくは、0.0035%以下である。
Al:0.015~0.06%
Alは、溶鋼を脱酸するために添加される元素であり、0.015%以上含有させる必要がある。一方、0.06%を超えて添加すると母材および溶接部靭性を低下させるとともに、溶接による希釈によって溶接金属部に混入し、靭性を低下させるので、0.06%以下に制限する。好ましくは、0.05%以下である。なお、本発明においてAl量は、酸可溶性Al(Sol.Alなどとも称される)で規定するものとする。
Nb:0.011~0.05%
Nbは、オーステナイトの低温域で未再結晶域を形成するので、その温度域で圧延を施すことにより、母材の組織微細化、高靭化を図ることができる。また、圧延・冷却後の空冷またはその後の焼戻処理により析出強化が得られる。上記効果を得るためには0.011%以上含有する必要がある。しかし、0.05%を超えて含有すると靭性を劣化させるので上限は0.05%、好ましくは0.04%とする。
Ti:0.005~0.02%
Tiは、溶鋼が凝固する際にTiNとなって析出し、溶接部におけるオーステナイトの粗大化を抑制し、溶接部の靭性向上に寄与する。しかし、0.005%未満の含有ではその効果が小さく、一方、0.02%を超えて含有すると、TiNが粗大化し、母材や溶接部靭性改善効果が得られないため、0.005~0.02%とする。
N:0.001~0.006%
Nは、Alと反応して析出物を形成することで、結晶粒を微細化し、母材靭性を向上させる。また、溶接部の組織の粗大化を抑制するTiNを形成させるために必要な元素である。これらの作用を発揮するには、Nを0.001%以上含有することが必要である。一方、0.006%を超えて添加すると固溶Nが母材や溶接部の靭性を著しく低下させることから、上限を0.006%とする。
Ca:0.0005~0.003%
Caは、Sを固定することによって靭性を向上する元素である。この効果を得るためには、少なくとも0.0005%の添加が必要である。しかし、0.003%を超えて含有してもその効果は飽和するため、0.0005~0.003%の範囲で添加する。
Ceq:0.44以下
(1)式で規定されるCeqが0.44を超えると溶接性や溶接部靭性が低下するため、0.44以下とする。好ましくは、0.42以下である。
Ceq=[C]+[Mn]/6+([Cu]+[Ni])/15+([Cr]+[Mo]+[V])/ 5・・・(1)
ここで、[M]は元素Mの含有量(質量%)。なお、含有しない元素は0とする。
Ti/N:1.5~3.5
Ti/Nが1.5未満では生成するTiN量が減少し、TiNとならない固溶Nが溶接部靭性を低下させる。また、Ti/Nが3.5を超えると、TiNが粗大化し、溶接部靭性を低下させる。従って、Ti/Nの範囲は1.5~3.5、好ましくは、1.8~3.2とする。Ti/Nにおいて各元素は含有量(質量%)とする。
0<{[Ca]−(0.18+130×[Ca])×[O]}/1.25/[S]<1 ・・・(2)
{[Ca]−(0.18+130×[Ca])×[O]}/1.25/[S]は、硫化物の形態制御に有効なCaとSの原子濃度の比(atomic concentration ratio)を示す値で、ACR値とも称される。この値により硫化物の形態を推定することができ、高温でも溶解しないフェライト変態生成核CaSを微細分散させるために規定する。式において[Ca]、[S]、[O]は、各元素の含有量(質量%)を示す。
ACR値が0以下の場合、CaSが晶出しない。そのため、Sは、MnS単独の形態で析出するので、溶接熱影響部でのフェライト変態生成核(ferrite transformation product nucleus)が得られない。また、単独で析出したMnSは、圧延時に伸長されて、母材の靭性低下を引き起こす。
一方、ACR値が1以上の場合には、Sが完全にCaによって固定され、フェライト変態生成核として働くMnSがCaS上に析出しなくなるため、複合硫化物がフェライト変態生成核の微細分散を実現することができなくなるので、靭性向上効果が得られない。
ACR値が0超え、1未満の場合には、CaS上にMnSが析出して複合硫化物を形成し、フェライト変態生成核として有効に機能することができる。なお、ACR値は、好ましくは0.2から0.8の範囲である。
5.5[C]4/3+15[P]+0.90[Mn]+0.12[Ni]+7.9[Nb]1/2+0.53[Mo] ≦3.10 ・・・(3)
但し、[M]は元素Mの含有量(質量%)
(3)式の左辺の値は、中心偏析に濃化しやすい成分で構成される中心偏析部硬さ指標であり、以下の説明ではCeq*値と称する。CTOD試験は鋼板全厚での試験のため、試験片は中心偏析を含み、中心偏析での成分濃化が顕著な場合、溶接熱影響部に硬化域が生成するので良好な値が得られない。Ceq*値を適正範囲に制御することにより、中心偏析部における過度の硬度上昇を抑制でき、板厚が厚い鋼材の溶接部においても優れたCTOD特性が得られる。Ceq*値の適正範囲は、実験的に求められたものであり、Ceq*値が3.10を超えるとCTOD特性が低下するので3.10以下とする。好ましくは2.90以下である。CTOD特性を満足するためにはCeq*値の下限を規制する必要はないが、目標の強度を得るために必要な量の合金元素は添加しなければならない。したがって、本発明では、Ceq*値は、2.0以上が、好ましい。
以上が本発明の基本成分組成であるが、更に特性を向上させる場合、Cr:0.20~2%、Mo:0.1~0.7%、V:0.005~0.1%、Cu:0.49%以下、Ni:2%以下の中から選ばれる1種または2種以上を含有することができる。
Cr:0.20~2%
Crは、母材を高強度化するのに有効な元素であり、この効果を発揮するには0.20%以上を含有することが好ましい。しかし、過剰に含有すると靭性に悪影響を与えるので、含有する場合は0.20~2%が好ましく、0.20~1.5%であることがさらに好ましい。
Mo:0.1~0.7%
Moは、母材を高強度化するのに有効な元素であり、この効果を発揮するには0.1%以上を含有することが好ましい。しかし、過剰に含有すると靭性に悪影響を与えるので、含有する場合は0.1~0.7%が好ましく、0.1~0.6%であることがさらに好ましい。
V:0.005~0.1%
Vは、0.005%以上の含有で母材の強度と靭性の向上に有効な元素であるが、含有量が0.1%を超えると靭性低下を招くので、含有する場合は0.005~0.1%であることが好ましい。
Cu:0.49%以下
Cuは、鋼の強度向上の効果を有する元素である。その効果を得るためには、0.1%以上が好ましい。しかし、Cuを0.49%を超えて含有すると、熱間脆性(hot brittleness)を引き起こして鋼板の表面性状を劣化させるため、含有する場合は0.49%以下とすることが好ましい。
Ni:2%以下
Niは、鋼の強度と靭性の向上に有効な元素であり、溶接部靭性の向上にも有効である。その効果を得るためには、0.1%以上が好ましい。しかし、Niは高価な元素で、過度の添加は熱間延性を低下させて鋳造時にスラブの表面にキズが発生しやすくなるので、含有する場合は上限を2%とすることが好ましい。
2.硬さ分布
HVmax/HVave≦1.35+0.006/[C]−t/500 ・・・(4)
HVmaxは中心偏析部のビッカース硬さ(Vickers hardness)の最大値、HVaveは表裏面から板厚の1/4までと中心偏析部とを除く部分のビッカース硬さの平均値、[C]はC含有量(質量%)、tは板厚(mm)を示す。HVmax/HVaveは中心偏析部の硬さを表す無次元パラメータ(nondimensional parameter)で、その値が1.35+0.006/[C]−t/500で求まる値より高くなるとCTOD値が低下するため、1.35+0.006/[C]−t/500以下とする。望ましくは、1.25+0.006/[C]−t/500以下とする。
HVmaxは中心偏析部の硬さで、板厚方向に、中心偏析部を含む(板厚/40)mmの範囲をビッカース硬さ試験機(荷重10kgf)で板厚方向に0.25mm間隔となるように測定し、得られた測定値の中の最大値とする。また、HVaveは硬さの平均値で、表面から板厚の1/4の位置と、裏面から板厚の1/4の位置との間で中心偏析部を除く範囲を、ビッカース硬さ試験機の荷重10kgfで板厚方向に一定間隔(たとえば1~2mm)で測定した値の平均値とする。
3. Rs(=12.5(X[Si]+X[Mn]+X[Cu]+X[Ni])+1.5X[P]+1.8X[Nb])<64.3・・・(5)
但し、X[M]は(中心偏析部のM濃度)/(平均のM濃度)でMは添加合金元素の種類。
Rsは、発明者等が提案する鋼板の中心偏析の度合い(degree)を表す式であり、Rs値が大きいほど、鋼板の中心偏析度は大きくなることを示している。Rs値は64.3以上になるとCTOD特性が著しく低下するため、64.3未満、好ましくは、62.3以下とする。Rs値は小さいほど、偏析の悪影響が小さくなることを示しており、CTOD特性はRsが小さいほど良好な傾向があるため、Rs値の下限値は特には設定しない。
(中心偏析部のM濃度)/(平均のM濃度)を表すX[M]は、以下の方法で求めた。代表位置の中心偏析を含む500μm×500μmの領域にて、MnのEPMA面分析(area analysis by Electron Probe X−ray Microanalysis)をビーム径(beam diameter)2μm、2μmピッチ、1点あたり0.07秒の条件で3視野実施する。その中でMn濃度の高い5箇所について、Si、Mn、P、Cu、Ni、Nbの板厚方向のEPMA線分析(line analysis by Electron Probe X−ray Microanalysis)をビーム径5μm、5μmピッチ、1点あたり10秒の条件で実施し、各測定ラインの最大値の平均値を偏析部の濃度とし各成分の分析値で除した値を(中心偏析部のM濃度)/(平均のM濃度)を表すX[M]とした。
なお、CTOD特性は、ノッチ底部の全体の脆化度(中心偏析による硬化)の他にノッチ底部の微小領域の脆化度に影響を受けることが知られている。ノッチ底部の微小な脆化領域によってCTOD値は低下するので、厳しい評価(低温での試験など)を行う場合には、微小な脆化領域の存在が大きな影響を与えるようになる。本発明に係る溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板では、(3)式によって中心偏析の偏析の度合いを規定し、更に中心偏析の微小領域における硬さや合金元素の分布を(4)式、(5)式によって規定する。
本発明鋼は以下に説明する製造方法で製造することが好ましい。
本発明範囲内の成分組成に調整した溶鋼を転炉、電気炉、真空溶解炉などを用いた通常の方法で溶製し、次いで、連続鋳造の工程を経てスラブとした後、熱間圧延により所望の板厚とし、その後冷却し、焼戻し処理(temper treatment)を施す。熱間圧延ではスラブ加熱温度(slab heating temperature)、圧下率(rolling reduction)を規定する。
なお、本発明において、特に記載しない限り、鋼板の温度条件は、鋼板の板厚中心部の温度で規定するものとする。板厚中心部の温度は、板厚、表面温度および冷却条件などから、シミュレーション計算(simulated calculation)などにより求められる。たとえば、差分法(calculus of finite differences)を用い、板厚方向の温度分布(temperature distribution)を計算することにより、板厚中心部の温度を求めることができる。
スラブ加熱温度:1050~1200℃
スラブ加熱温度は、スラブに存在する鋳造欠陥(cast defect)を熱間圧延によって着実に圧着させるため1050℃以上とする。1200℃を超える温度に加熱すると凝固時に析出したTiNが粗大化し、母材や溶接部の靭性が低下するため、加熱温度の上限を1200℃とする。
950℃以上の温度域における熱間圧延の累積圧下率:30%以上
オーステナイト粒を再結晶(recrystallization)により微細なミクロ組織とするため累積圧下率を30%以上とする。30%未満では、加熱時に生成した異常粗大粒が残存して、母材の靭性に悪影響を及ぼす。
950℃未満の温度域における熱間圧延の累積圧下率:30~70%
この温度域で圧延されたオーステナイト粒は十分に再結晶しないため、圧延後のオーステナイト粒は偏平に変形したままで、内部に変形帯(deformation band)などの欠陥を多量に含む内部歪(internal strain)の高い状態となる。これらは、フェライト変態(ferrite transformation)の駆動力(drive force)として働き、フェライト変態を促進する。
しかし、累積圧下率が30%未満では、内部歪による内部エネルギー(internal energy)の蓄積が十分でないためフェライト変態が起こりにくく母材靭性が低下する。一方、累積圧下率が70%を超えると、逆にポリゴナルフェライト(polygonal ferrite)の生成が促進されて、高強度と高靭性が両立しない。
600℃以下まで冷却速度1.0℃/s以上
熱間圧延後、冷却速度1.0℃/s以上で600℃以下まで加速冷却する。冷却速度が1℃/s未満では十分な母材の強度が得られない。また、600℃より高い温度で冷却を停止するとフェライト+パーライト(pearlite)や上部ベイナイト(upper bainite)などの組織の分率が高くなり、高強度と高靭性が両立しない。なお、加速冷却(accelerated cooling)後に焼戻しを実施する場合には、加速冷却の停止温度の下限は特に限定されるものではない。一方、後工程で焼戻しを実施しない場合には、加速冷却の停止温度を350℃以上とすることが好ましい。
焼戻し温度:450℃~650℃
450℃未満の焼戻し温度では十分な焼戻しの効果が得られず、一方、650℃を超える温度で焼戻しを行うと、炭窒化物(carbonitride)が粗大に析出し、靭性が低下するため、また、強度の低下を引き起こすこともあるため、好ましくない。また、焼戻しは誘導加熱(induction heating)により行うことにより焼戻し時の炭化物の粗大化が抑制されるためより好ましい。その場合は、差分法などのシミュレーション(simulation)によって計算される鋼板の中心温度が450℃~650℃となるようにする。
本発明鋼は、溶接熱影響部のオーステナイト粒の粗大化を抑制し、更に、高温でも溶解しないフェライト変態生成核を微細に分散させることで、溶接熱影響部の組織を微細化するので、高い靭性が得られる。また、多層溶接時の熱サイクル(heat cycle)により2相域に再加熱される領域においても、最初の溶接による溶接熱影響部の組織が微細化されているので2相域再加熱領域で未変態領域(non−transformation area)の靭性が向上し、再変態するオーステナイト粒も微細化し、靭性の低下度合いを小さくすることが可能である。
また、シャルピー衝撃試験は、鋼板の板厚の1/2位置より試験片の長手方向が鋼板の圧延方向と垂直になるようにJIS Vノッチ試験片を採取し、−40℃における吸収エネルギーvE−40℃を測定した。YS≧400MPa、TS≧500MPaおよびvE−40℃≧200Jの全てを満たすものを母材特性が良好と評価した。
溶接部靭性の評価は、K型開先を用いて、溶接入熱45~50kJ/cmのサブマージアーク溶接による多層盛溶接継手を作製し、鋼板の板厚の1/4位置のストレート側の溶接ボンド部をシャルピー衝撃試験のノッチ位置として、−40℃の温度における吸収エネルギーvE−40℃を測定した。そして、3本の平均がvE−40℃≧200Jを満足するものを溶接部継手靭性が良好と判断した。
また、ストレート側の溶接ボンド部を三点曲げCTOD試験片のノッチ位置として、−10℃におけるCTOD値であるδ−10℃を測定し、試験数量3本のうちCTOD値(δ−10℃)の最小値が0.35mm以上である場合を、溶接継手のCTOD特性が良好と判断した。
表2−1および表2−2に熱間圧延条件、熱処理条件と共に母材特性及び上記溶接部のシャルピー衝撃試験結果とCTOD試験結果を示す。
鋼A~Gは発明例で、鋼H~Wは成分組成のいずれかが本発明範囲外の比較例である。実施例1~5、8、11~13、15、16は、いずれもRs<64.3を満足しており、目標を満足する継手CTOD特性が得られている。
実施例6、7は製造条件が本発明の範囲外であり、目標の母材靭性が得られていない。実施例9、10は焼戻し条件が本発明の範囲外であるため、強度が低く、靭性も低い。実施例14は圧延後の冷却速度が本発明の範囲より小さいために母材の強度が低い。実施例19、22、25は、それぞれ、C、Mn、Nbの含有量が本発明範囲より少ないために母材の強度が低い。
実施例20、21は、式(2):0<{[Ca]−(0.18+130×[Ca])×[O]}/1.25/[S]<1を満足しないために、溶接部の靭性が低い。実施例23はSの範囲が本発明の範囲を超えているため、母材および溶接部の靭性が低い。実施例24はCの範囲が本発明の範囲を超えているため、溶接部の靭性が低い。実施例17、18、26~32は本発明の成分範囲外であり、溶接部靭性が低い。
Claims (7)
- 質量%で、C:0.03~0.12%、Si:0.01~0.30%、Mn:0.5~1.95%、P:0.008%以下、S:0.005%以下、Al:0.015~0.06%、Nb:0.011~0.05%、Ti:0.005~0.02%、N:0.001~0.006%、Ca:0.0005~0.003%を含有し、(1)式で規定されるCeq:0.44以下、Ti/N:1.5~3.5、並びに、(2)式及び(3)式を満たし、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、鋼板の中心偏析部の硬さが(4)式を満足する高張力鋼板。
Ceq=[C]+[Mn]/6+([Cu]+[Ni])/15+([Cr]+[Mo]+[V])/ 5・・・(1)
0<{[Ca]−(0.18+130×[Ca])×[O]}/1.25/[S]<1 ・・・(2)
5.5[C]4/3+15[P]+0.90[Mn]+0.12[Ni]+7.9[Nb]1/2+0.53[Mo] ≦3.10 ・・・(3)
ここで、[M]は元素Mの含有量(質量%)。
HVmax/HVave ≦ 1.35+0.006/[C]−t/500 ・・・(4)
HVmaxは中心偏析部のビッカース硬さの最大値、HVaveは表裏面から板厚の1/4までと中心偏析部とを除く部分のビッカース硬さの平均値、[C]はC含有量(質量%)、tは鋼板の板厚(mm)。 - 鋼組成に、更に、質量%で、Cr:0.20~2%、Mo:0.1~0.7%、V:0.005~0.1%、Cu:0.49%以下、Ni:2%以下の中から選ばれる1種または2種以上を含有する高張力鋼板。
- 請求項1または2に記載の成分組成を有する鋼を1050~1200℃に加熱後、950℃以上の温度域における累積圧下率が30%以上、950℃未満の温度域における累積圧下率が30~70%となる熱間圧延を施し、その後、600℃以下までを冷却速度1.0℃/s以上で加速冷却する高張力鋼板の製造方法。
- 更に、冷却停止後、450~650℃に焼戻し処理を施す請求項3に記載の高張力鋼板の製造方法。
- 請求項1または2に記載の高張力鋼板で、中心偏析部の各元素の濃度が(5)式を満たす高張力鋼板。
Rs=12.5(X[Si]+X[Mn]+X[Cu]+X[Ni])+1.5X[P]+1.8X[Nb]<64.3・・・(5)
ここで、X[M]は、EPMAライン分析で得られる中心偏析部の元素Mの濃度と平均の元素Mの濃度との比、すなわち、(中心偏析部のM濃度)/(平均のM濃度)を表す。 - 請求項5に記載の成分組成を有する鋼を1050~1200℃に加熱後、950℃以上の温度域における累積圧下率が30%以上、950℃未満の温度域における累積圧下率が30~70%となる熱間圧延を施し、その後、600℃以下までを冷却速度1.0℃/s以上で加速冷却する高張力鋼板の製造方法。
- 更に、冷却停止後、450~650℃に焼戻し処理を施す請求項6に記載の高張力鋼板の製造方法。
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