JP2006213976A

JP2006213976A - 溶接性と継手靱性に優れた高張力鋼材

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Publication number: JP2006213976A
Application number: JP2005029053A
Authority: JP
Inventors: Satoshi Kubo; 諭久保; Hiroshi Katsumoto; 弘勝元
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2005-02-04
Filing date: 2005-02-04
Publication date: 2006-08-17
Anticipated expiration: 2025-02-04
Also published as: JP4434029B2

Abstract

【課題】合金元素の多量に添加せずに、引張強度が７８０Ｎ／ｍｍ²以上の高張力鋼材の溶接継手の靱性を向上させ、溶接性と継手靱性に優れたの高張力鋼材を安価に提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０.０２〜０.１％、Ｓｉ：０.３％以下、Ｍｎ：１〜２％、Ｐ：０.０１５％以下、Ｓ：０.００５％以下、Ｃｒ：１％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｎｂ：０.００５〜０.０５％、Ｂ：０.０００３〜０.００３％、Ａｌ：０.０３〜０.０９％、Ｔｉ：０.００３〜０.０１５％、Ｎ：０.００４％以下、場合によりさらにＣｕ：０.７％以下とＮｉ：１％以下の一方または両方、その他Ｆｅおよび不可避的不純物を含有し、
Ａｌ／Ｔｉ≧６（式中、各元素記号は質量％でのその含有量を意味する）を満たす高張力鋼材。焼入れままで焼戻しせずに使用できる。
【選択図】図１

Description

本発明は、建設機械、産業機械、建築、鉄骨等の産業分野において有用な、特に溶接性と継手靱性に優れた高張力鋼材に関する。

これまで、引張強度（ＴＳ）が６０キロ（５９０Ｎ／ｍｍ²）以下であるＨＴ５９０級までの溶接継手の靱性に関する研究は膨大になされてきた。しかし、それはＨＡＺにフェライトが生成する範疇での知見である。溶接継手であっても、ＨＡＺがマルテンサイトおよびベイナイト主体の組織となる、ＴＳが８０キロ（７８０Ｎ／ｍｍ²）以上であるＨＴ７８０級以上の高張力鋼材の溶接継手の継手靱性に関する研究は十分とは言えない。

例えば、特開２００２−３３９０３７号公報に記載の高張力鋼では、低Ｃ化によって、ＨＡＺにおける島状マルテンサイト生成を抑制しながら、他の合金元素添加により鋼の焼入れ性を向上させ、継手部、特にＨＡＺの組織を下部ベイナイト＋マルテンサイト混合組織とすることにより継手部の低温靱性を向上させている。しかし、この手法で継手靱性を得るには、焼入れ性上昇のため多量の合金元素が必要となる。その結果、溶接性の低下とコストの上昇を招く。

一方、特開２０００−８０４３４号公報に記載の高張力鋼材においては、Ｔｉ、Ｎのバランスを最適化させ、焼入れ性を向上させることにより、鋼の組織を下部ベイナイト＋マルテンサイトとすることで継手靱性の向上を図っている。しかしこの方法によっても、十分な焼入れ性確保のため合金元素を多く添加しており、コスト上昇および溶接性の劣化は免れない。

このように、従来の知見によれば、ＨＴ７８０級以上の強度を有する鋼の継手靱性を向上させるためには、焼入れ性を確保し、かつ鋼材またはＨＡＺの組織を下部ベイナイト＋マルテンサイトすることが重要とされており、合金元素の添加量が多くなって、コスト上昇および溶接性の劣化が避けられなかった。
特開２００２−３３９０３７号公報特開２０００−８０４３４号公報

本発明は、合金元素の添加量を増大させずに、ＨＴ７８０級以上の高張力鋼材の溶接継手の靱性を向上させることにより、溶接性と継手靱性に優れた高張力鋼材を安価に提供することを課題とする。なお、本発明は、ＨＴ７８０級以上の高張力鋼材に限定されるものではなく、ＴＳが７０キロ（６９０Ｎ／ｍｍ²）以上であるＨＴ６９０級の高張力鋼材でも、本発明を満足すれば、溶接継手の靭性も向上させることが出来る。

本発明者らは、上記課題を解決すべく研究を行った結果、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎの含有量の最適化を行い、ＡｌによりフリーＮを固定し、Ｂの焼入れ性向上効果を十分に確保すると共に、Ｔｉ含有量を極力抑えてＴｉＣの生成を防ぐことが有効であることを見出した。

本発明は、質量％で、
Ｃ：０.０２〜０.１％、Ｓｉ：０.３％以下、Ｍｎ：１〜２％、
Ｐ：０.０１５％以下、Ｓ：０.００５％以下、Ｃｒ：１％以下、
Ｍｏ：１％以下、Ｎｂ：０.００５〜０.０５％、Ｂ：０.０００３〜０.００３％、
Ａｌ：０.０３〜０.０９％、Ｔｉ：０.００３〜０.０１５％、Ｎ：０.００４％以下、
場合によりさらにＣｕ：０.７％以下とＮｉ：１％以下の一方または両方、
その他Ｆｅおよび不可避的不純物を含有し、
かつ、Ａｌ／Ｔｉ≧６（式中、各元素記号は質量％でのその含有量を意味する）を満たす、溶接性と継手靱性に優れた高張力鋼材である。

本発明により、多量の合金元素を添加せずに、溶接性と継手靱性に優れた、ＨＴ７８０級以上の厚鋼板などの高張力鋼材を安価に提供することができる。従って、本発明の高張力鋼材は、建設機械、産業機械、建築、鉄骨等の産業分野において有用である。

本発明の高張力鋼材の形状は特に制限されず、薄板と厚板を含む鋼板、Ｈ型鋼などの型鋼、鋼管、棒材など、溶接が行われる任意の鋼材でよい。
本発明において高張力鋼材の鋼組成を上記のように決定した理由を次に説明する。本明細書において、鋼組成に関する％は全て質量％である。

Ｃ：０.０２〜０.１％
Ｃは、鋼材の強度を確保するために必要な元素である。Ｃ含有量が０.０２％未満では必要とする強度を確保することができない。しかし０.１％を超えると、溶接した場合に、ＨＡＺ、母材共に靱性を確保することが難しくなる。

Ｓｉ：０.３％以下
Ｓｉは、脱酸作用があるが、Ａｌによる脱酸効果を期待する場合には、特に添加しなくてもよい。一方、Ｓｉには、鋼板の強度を上昇させる効果も有する。この効果を期待する場合には、Ｓｉを０.０２％以上添加する必要がある。しかし、０.３％を超えて含有させると、靱性の低下をもたらすため、０.３％を上限とする。好ましいＳｉ含有量は０.０５％以上、０.２５％以下である。

Ｍｎ：１〜２％
Ｍｎは鋼の焼入れ性高める効果があり、強度確保に有効な成分である。Ｍｎ含有量が１％未満では、焼入れ性の不足によって、母材の強度および靱性が得られない。しかし、２％を超えてＭｎを含有させると、偏析が増すと共に焼入れ性が高まりすぎて、溶接時にＨＡＺ、母材共に靱性が低下する。好ましいＭｎ含有量は１.３０％以上、１.７０％以下である。

Ｐ：０.０１５％以下
Ｐは、不純物として鋼中に不可避的に存在する。しかし、Ｐ含有量が０.０１５％を超えると、Ｐが粒界に偏析して靱性を低下させるのみならず、溶接時に高温割れを招くため、０.０１５％以下とする。

Ｓ：０.００５％以下
Ｓは、不純物として鋼中に不可避的に存在する。しかし、多すぎると中心偏析を助長したり、延伸したＭｎＳが多量に生成したりするため、母材およびＨＡＺの機械的性質が劣化するので、Ｓ含有量の上限を０.００５％とする。Ｓは少ないほど好ましいため、下限は特に規定するものではない。

Ｃｒ：１％以下
Ｃｒは、耐炭酸ガス腐食性を高め、また焼入れ性を高めるのにも有用である。しかし、１％を超えてＣｒを含有させると、他の成分条件を満足させても、ＨＡＺの硬化の抑制が難しくなる上、耐炭酸ガス腐食性向上効果も飽和する。好ましいＣｒ含有量は０.２０％以上、０.９０％以下である。

Ｍｏ：１％以下
Ｍｏは、母材の強度と靱性を向上させる効果がある。しかし、Ｍｏ含有量が１％を超えると、特にＨＡＺの硬度が高まり、靱性と耐ＳＳＣ性を損なう。好ましいＭｏ含有量は
０.１０％以上、０.７０％以下である。

Ｎｂ：０.００５〜０.０５％
Ｎｂは、細粒化と炭化物析出により母材の強度および靱性を向上させる。Ｎｂ含有量が０.００５％未満では前記効果が得られない。しかし、Ｎｂ含有量が０.０５％を超えると、母材の性能向上効果が飽和する一方で、ＨＡＺの靱性を著しく損なう。好ましいＮｂ含有量は０.０１５％以上、０.０４０％以下である。

Ｔｉ：０.００３〜０.０１５％
Ｔｉは、ＨＴ７８０級以上の高強度鋼において、フリーＮを固定し、Ｂを有効利用するために有用な元素である。このために、Ｔｉを０.００３％以上添加する。しかし、Ｔｉ含有量が０.０１５％を超えると、溶接時にＴｉＣを形成し、継手靱性の劣化を招く。好ましいＴｉ含有量は０.００４％以上、０.０１３％以下である。

Ｂ：０.０００３〜０.００３％
Ｂは焼入れ性を向上させて強度を高める作用がある。この効果を確実に得るため、Ｂ含有量を０.０００３％以上とする。しかし、Ｂ含有量が０.００３％を超えると、強度を高める効果が飽和する上、母材、ＨＡＺともに靱性劣化の傾向が著しくなる。好ましいＢ含有量は０.０００５％以上、０.００２０％以下である。

Ａｌ：０.０３〜０.０９％
Ａｌは脱酸のために必須の元素である。本発明の鋼材の場合、フリーＮを固定し、Ｂを有効利用するために、０.０３％以上の添加が必要である。Ａｌ含有量は、好ましくは０.０４％以上、より好ましくは０.０５％超とする。しかし、Ａｌ含有量が０.０９％を超えると、特にＨＡＺにおいて靱性が劣化しやすくなる。これは、粗大なクラスター状のアルミナ系介在物粒子が形成されやすくなるためと考えられる。Ａｌ含有量の上限は、好ましくは０.０８％である。

Ｎ：０.００４％以下
鋼中のＮは、不純物として存在し、多量に存在する場合にはＨＡＺ靱性の悪化原因となる。Ｎを０.００４％以下とするのは、母材、ＨＡＺとも靱性が劣化するのを避けるためである。Ｎ含有量はより好ましくは０.００３％以下である。

Ｃｕ：０〜０.７％
Ｃｕは、入れなくても良いが、強度および耐食性をより向上させたい場合に含有させることができる。Ｃｕを添加する場合、高温割れを防ぐためにＮｉを添加させる必要があり、結果としてコストの高沸を招く。そのため、Ｃｕ含有量を０.７％以下とする。Ｃｕを添加する場合の好ましい含有量は０.２％以上、０.５％以下である。

Ｎｉ：０〜１％
Ｎｉは、入れなくても良いが、固溶状態において鋼のマトリックス（生地）の靱性を高める効果があるので、より優れた靱性を安定して得たい場合に含有させることができる。しかし、Ｎｉ含有量が１％を超えると、合金コストの上昇に見合った特性の向上が得られないので、添加する場合のＮｉ含有量の上限を１％とする。Ｎｉを添加する場合の好ましい含有量は、０.１％以上、０.７％以下である。

Ａｌ／Ｔｉ：６以上
ＴＳが７０キロ（６９０Ｎ／ｍｍ²）のＨＴ６９０級以上、とりわけＴＳが８０キロ（７８０Ｎ／ｍｍ²）のＨＴ７８０級以上の高張力鋼の場合、Ｂの持つ焼入れ性向上効果を有効利用することで、優れた強度、靱性を得ることができる。しかし、ＢはＢＮを形成し易いため、フリーＮを固定し、フリーＢを確保する必要がある。

一般的に、フリーＮの固定にはＴｉ、Ａｌが利用され、ＴｉＮ、ＡｌＮを生成させることによってフリーＢを確保する方法が取られている。特にＮ固定の効果が大きいのはＴｉであるが、Ｔｉ含有量が多くなると、溶接性、継手靱性が劣化する。これはＴｉが形成する炭化物（ＴｉＣ）によるものと考えられる。

従って、溶接性と継手靱性の観点からは、Ｔｉ含有量を減少させる必要がある。その場合、Ａｌを利用してフリーＮの固定を行う必要がある。しかし、ＡｌのＮ固定効果はＴｉに比べて弱い。このため、Ａｌ含有量を０.０３％以上、０.０９％以下とした上で、Ａｌ／Ｔｉ≧６（ＡｌとＴｉはいずれも質量％での値）を満たすようにＴｉを含有させることによって、母材の強度靱性に加えて、優れた継手靱性靱性を得ることができる。

表１に示すベース組成においてＡｌ、Ｔｉの含有量を変化させた鋼材において、Ａｌ／Ｔｉの値と、ＳＡＷ溶接継手（入熱４.４６ｋＪ／ｃｍ）のＦ.Ｌ（溶接金属と母材との境界）にノッチを入れた場合の−２０℃でのシャルピー衝撃試験での吸収エネルギー（ｖＥ₋₂₀）との関係を図１に示す。

図１からわかるように、Ａｌ／Ｔｉが６以上になると、シャルピー衝撃値が増大し、継手靱性が向上する。

本発明では、上記成分を持つ鋼を熱間圧延した後、再加熱焼入れ又は直接焼入れを施す。熱間圧延時の加熱温度は１０５０〜１２００℃の範囲とすることが好ましい。焼入れはＡｃ₃点以上の温度で行えばよい。

通常、ＨＴ７８０級以上の鋼では、焼戻し処理を施すことが多い。その理由として、表面の硬化層を軟化させて加工性を上げることと、靱性を向上させることが挙げられる。しかし、本発明の鋼材においては、Ｃ含有量を低く抑えているために硬化が少なく、焼入れままでも十分な加工性を得ることができる。また、Ｎｂのピンニング効果によって結晶粒の微細化を望めるため、厚板の場合でも、焼戻しによらずに、板厚中心部まで十分な靱性を得ることができる。また、Ｎｂの析出硬化により、焼戻し処理をしても大きな靱性向上が望めないこともあり、焼戻しを行うことが必要な場合を除いて、焼入れのままで差し支えない。

表２に示す化学組成を有する１８種の鋼を、１８０ｋｇ真空溶解炉を用いて溶製した。これらの各１８０ｋｇ鋼塊を鍛造して厚さ１６０ｍｍの鋼片とした。次いで、各鋼片を１１２０℃に加熱して７７０℃仕上げとして熱間圧延し、７４０℃から水冷を施す（表２に加工法Ａと表示）または、熱間圧延後に空冷して、再度９００℃に加熱して水冷焼入れを施す（表２に加工法Ｂと表示）ことを行い、板厚１６〜３５ｍｍの鋼板とした。

次に、これらの鋼材を用いて引張試験を実施し、降伏強度および引張強さ（表中ではそれぞれＹＳおよびＴＳと表記）を測定すると共に、母材のシャルピー試験を実施して、靱性を評価した。

引張試験片の採取位置は板厚方向の１／４部近辺から、シャルピー試験片は板厚方向の１／４部近辺と１／２部近辺から採取し、いずれも圧延方向とは直角の方向で採取した。
引張強さについては、ＨＴ６９０級の高張力鋼（ＴＳ≧６９０Ｎ／ｍｍ²以上）が得られるか否かを良否の判定基準とした。靱性に関しては、板厚方向の１／４部と１／２部の両方のＶノッチ試験片によりｖＴｒｓ（延性破面率１００％となる最低温度）を測定して、ｖＴｒｓ≦−４０℃であることを良否の判定基準とした。

溶接継手の靱性に関しては、溶接金属とＨＡＺの境界部（Ｆ.Ｌ）で測定した。溶接は、入熱４.４６ｋＪ／ｍｍの手棒溶接によるＫ開先溶接継手のストレート側にノッチ加工したシャルピー試験を実施することにより、−２０℃での吸収エネルギーにより溶接継手の靱性を評価した。ノッチに関しては溶接金属とＨＡＺの境界部（Ｆ.Ｌ）に形成し、この場合の良否の判断基準は、ｖＥ_−２０≧７０Ｊであることとした。

溶接性に関しては、上記のように手棒溶接した溶接継手のｙ型拘束割れ試験により溶接性も調査した。ｙ型拘束割れ試験（ＪＩＳＺ−３１５８参照）については、室温２０℃、湿度６０％という環境下で、予熱なしの状態で試験を行った。

鋼１〜８は本発明による鋼であり、優れた母材の強度、靱性を持ちながら、継手靱性にも優れており、さらにｙ型拘束割れ試験でも割れが生じていない。

一方、比較例を見ると、鋼９では、Ｃ量が多いため、強度は高くなるが、母材、継手の靱性共に劣化している。また、溶接性も劣っている。
鋼１０では、Ｓｉ含有量が多く、強度は要求性能を満足するものの、母材、継手の靱性、及び溶接性に劣っている。

鋼１１では、Ｍｎ含有量が多く、強度は高くなるが、溶接性、継手靱性の劣化が著しい。また、溶接性も劣る。
鋼１２では、Ｃｒを多く含有しており、母材の強度、靱性は良好であるが、継手靱性、溶接性の要求性能は満足しない。

鋼１３では、Ｍｏ含有量が多いため、焼入れ性が向上し、強度は高くなる。靱性に優れた焼入れ組織が得られるため、母材靱性では良好な特性を示すが、継手靱性、溶接性では要求性能を満足しない。

鋼１４では、Ｎｂを添加しなかったため、Ｎｂのピンニング効果が得られず、結晶粒の微細化が不十分となり、１／２ｔでの靱性が劣化する。
鋼１５では、Ｔｉの含有量が比較的多かったため、Ａｌ／Ｔｉが６未満となった。この場合、母材の特性、溶接性は良好であるものの、Ｔｉ析出物が溶接時に生成することによって継手靱性が劣化する。

鋼１６では、Ａｌ含有量が少なく、Ａｌ／Ｔｉも結果として６未満となった。この場合、Ｎの固定が不十分でＢの焼入れ性向上効果が望めないため、強度は他例に比べて低下するが、本発明の判定基準（ＴＳ６９０Ｎ／ｍｍ²以上）は確保できる。しかし、靱性に関しては、劣化する。特に、溶接継手の靱性は極めて劣化する。

鋼１７では、Ｎ含有量が多く、フリーＮの固定にＢが消費され、フリーＢが確保できないため、靱性を確保できない。
鋼１８では、Ｂの添加を実質的に行わなかったため、フリーＢを確保できず、靱性を確保できない。

鋼のＡｌ／Ｔｉの値と母材の靱性（Ｆ.Ｌにおける−２０℃のシャルピー試験での衝撃吸収エネルギー＜ｖＥ₋₂₀＞）との関係を示すグラフである。

Claims

質量％で、
Ｃ：０.０２〜０.１％、Ｓｉ：０.３％以下、Ｍｎ：１〜２％、
Ｐ：０.０１５％以下、Ｓ：０.００５％以下、Ｃｒ：１％以下、
Ｍｏ：１％以下、Ｎｂ：０.００５〜０.０５％、Ｂ：０.０００３〜０.００３％、
Ａｌ：０.０３〜０.０９％、Ｔｉ：０.００３〜０.０１５％、Ｎ：０.００４％以下、
その他Ｆｅおよび不純物を含有し、
かつ、Ａｌ／Ｔｉ≧６（式中、各元素記号は質量％でのその含有量を意味する）を満たす高張力鋼材。
さらに質量％でＣｕ：０.７％以下およびＮｉ：１％以下の１種または２種を含有する請求項１記載の高張力鋼材。