JP2007327099A - 大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板 - Google Patents
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Abstract
【解決手段】本発明は、質量%で、C:0.08〜0.2%、Si:0.5%以下、Mn:0.5〜2.0%、P:0.02%以下、S:0.001〜0.005%、Al:0.001〜0.1%、V:0.01〜0.1%、N:0.001〜0.006%、O:0.004%以下を含有し残部鉄および不可避的不純物からなる靭性に優れた厚鋼板である。
【選択図】なし
Description
厚鋼板の大入熱溶接HAZ靭性を高める従来技術は、溶融線近傍HAZの組織微細化を目指したものが一般的である。HAZ組織微細化の方法として大別して二つある。一つ目の方法は、オーステナイト(γ)粒の成長をピン止め効果で抑制して細粒γを維持し、フェライト(α)変態核であるγ粒界の面積をできるだけ多くして、HAZ組織を微細化する方法である。二つ目の方法は、γの粒界や粒内に存在する析出物をα変態核として活用してHAZ組織を微細化する方法である。この技術の要点は、α変態の核生成能の高い析出物をできるだけ数多く分散させることである。
この特許文献1に記載の技術は、VNを微細分散させるために、Ti添加によってTiNを微細分散させ、このTiNを優先的な析出サイトとしてMnSを複合析出させ、このMnSを優先的な析出サイトとしてVNを複合析出させる。つまり、Ti添加を必須としてTiN−MnS−VNを析出させる。実施例におけるV量とN量は、表1から0.0041〜0.077%Vと0.0081〜0.0156%Nである。VN効果が発揮されても、V炭化物が低温で析出すると靭性を劣化させることからC量を低減する必要がある。実施例の表1におけるC量は0.04〜0.07%Cである。実施例の溶接熱サイクルの条件は、加熱温度が1400℃で800℃から500℃までの冷却時間が750秒(0.4℃/s)である。
本発明を適用した厚鋼板は、造船や建築やそれ以外の大型溶接構造物に使用が可能であり、溶接施工能率の高い大入熱溶接を施した場合でも、良好なHAZ靭性を確保できることを目指す。
「1」 本発明の靭性に優れた厚手高強度鋼板は、質量%で、C:0.08〜0.2%、Si:0.5%以下、Mn:0.5〜2.0%、P:0.02%以下、S:0.001〜0.005%、Al:0.001〜0.1%、V:0.01〜0.1%、N:0.001〜0.006%、O:0.004%以下を含有し、残部鉄および不可避不純物からなることを特徴とし、溶接入熱量が20〜150kJ/mmの大入熱溶接熱影響部の靭性に優れたことを特徴とする。
本発明を適用した厚鋼板は、造船や建築やそれ以外の溶接構造物に使用され、構造物の建造における高い溶接施工能率と、構造物の高い安全性・信頼性を両立することができる。
0.006%以下の低いN量を前提に、C量とγ域での冷却速度に着眼してVN効果を検討した。その結果、C量が高くてγ域の冷却速度が小さい場合に、V炭窒化物であるV(C,N)のα変態核効果によってHAZ組織が安定的に微細化し、良好な靭性が得られることがわかった。具体的には、特許文献1の実施例の上限である0.07%より高い0.08%以上のC量のもとで、かつ、800℃から500℃の平均冷却速度が1.5℃/s以下の場合にV(C,N)がγ粒界やγ粒内のMnSなどに安定的に析出し、α変態核として機能することを突き止めた。特許文献1などの従来技術に対して、鋳片表面割れを回避するために単純にN量だけ低くすると、γ域でのVN析出が抑制されてVN効果が低下してしまう。
本発明のようにC量を高めると、硬質第二相であるパーライトやセメンタイトが増えたり、α域において析出した炭化物で硬化して、一般的にHAZ靭性は脆化する。しかし、本発明では、C量を高めると同時にN量を低めることが特徴なので、固溶Nによる脆化が軽減されて、C量増加の有害性を相殺する。先の特許文献2〜4のようなH形鋼母材では、実施例に示されるように高いN量のもとで0.08%以上の高いC量が適用され、良好な靭性が得られている。これはH形鋼母材の熱間圧延によってγ粒が再結晶で細粒化するため、変態後のα組織が微細化するため、N量とC量の両方が高い場合でも良好な母材靭性が得られるのである。一方、特許文献1のような大入熱溶接HAZでは、H形鋼母材に比べるとγ粒が著しく大きくなるから、H形鋼母材に比べると変態後のα組織は相対的に粗大になる。特許文献1の実施例に示されるように、高いN量のもとで0.08%以上の高いC量を適用すると(表1の鋼B;N=0.010%、C=0.14%、V=0.072%)良好なHAZ靭性を確保することは難しい。
従って、本発明が対象とする大入熱溶接HAZでは、V(C,N)析出促進のために0.08%以上の高いC量を適用するが、同時にN量を0.006%以下に低減してその有害性を相殺することが重要である。つまり、本発明における0.006%以下の低いN量の意義は、一つは連続鋳片表面割れの回避であり、もう一つは高いC量の有害性を相殺することである。
そこで、HAZにおけるV(C,N)の析出に及ぼすCaやMgの影響を基礎的に検討した。CaやMgは強力な脱硫元素であるから、Mnに優先して硫化物を形成する。V(C,N)の優先析出サイトとして、MnS、CaS、MgSの能力を検討した結果、HAZに分散するこれら硫化物の大きさと個数が同等ならば、MnSが最も有効なV(C,N)の析出サイトとして機能することが判明した。従って、CaやMgを添加しない本発明では、MnSをできるだけ有効に活用してV(C,N)の析出を促す観点から、MnとSの添加量を適正に制御することを重視した。
Cは、本発明で重要な元素である。母材の強度を確保し、さらにHAZにおいてV(C,N)を析出させるために0.08%以上必要であり、これが下限である。HAZの冷却速度が比較的に速い条件のもとで安定的にV(C,N)を析出させるためには、0.10%を超える高いC量が好ましい。ただし、Cが0.2%を超えると母材やHAZの靭性を損なうため、これが上限である。
Siは、脱酸元素および強化元素として有効であるが、0.5%を超えるとHAZ靭性を損なうためこれが上限である。SiはMA生成を助長して大入熱溶接HAZ靭性を劣化させる傾向があるため、本発明ではできるだけ少ないほうが好ましい。
Mnは、母材の強度と靭性を経済的に確保し、さらにHAZにおいてV(C,N)の優先析出サイトとなるMnSを安定的に生成させるため0.5%以上必要である。ただし、2%を超えてMnを添加すると、中心偏析の有害性が顕著となって母材とHAZの靭性を損なうため、これが上限である。
Pは、不純物元素であり、HAZ靭性を安定的に確保するために0.02%以下に低減
する必要がある。
Sは、HAZにおいてV(C,N)の優先析出サイトとなるMnSを安定的に生成させるため0.001%以上必要である。ただし、Sが0.005%を超えて含まれると粗大な硫化物が生成して母材やHAZの靭性を損なうため、これが上限である。
Nは、本発明で重要な元素である。連続鋳造鋳片の表面割れを安定的に回避するため、0.006%以下に抑える必要があり、これが上限である。このような低いN量は、HAZの固溶N脆化を軽減するため、0.08%以上の高いC量を適用する際の有害性を相殺する効果がある。ただし、HAZにおいてV(C,N)を析出させるために0.001%以上必要であり、これが下限である。
Cu、Ni、Cr、Mo、Bは、要求される母材の強度を確保するために添加される。いずれ元素も厚板圧延後の冷却過程でγ→α変態時の焼入性を高め、母材強度を高める効果がある。これらの元素が効果を発揮する下限は、Cu、Ni、Cr、Moについては0.05%であり、Bについては0.0003%である。ただし、これらの元素が多すぎるとHAZ靭性や溶接性が劣化するため、上限をもうける必要がある。Cu、Cr、Moの上限は1%であり、Niの上限は3%であり、Bの上限は0.003%である。
Nbは、母材の強度と靭性の両方を確保するために添加される。Nbは圧延γ組織を微細化し、γ→α変態時に焼入性を高め、α変態後に析出することで母材の強靭化に寄与する。この効果を発揮する下限は0.003%である。ただし、Nbが0.03%を超えて添加されるとHAZが硬化して脆化するので、これが上限である。
Tiは、母材とHAZの靭性を高めるために添加される。TiNを形成して鋳片加熱時やHAZ(最高加熱温度≦1350℃となる領域)のγ粒成長を抑制し、変態後のα組織を微細化して靭性を高める効果がある。この効果を発揮する下限は0.003%である。ただし、Tiが0.03%を超えて添加されるとHAZ靭性が硬化して脆化するので、これが上限である。
鉄鋼業の製鋼工程において、溶鋼の不純物元素を低減するとともに必要な合金元素を適正に添加し、連続鋳造によって鋳片を造る。この際、脱酸や脱硫の手順を考慮せず、CaやMgなどの低歩留元素を添加せず、鋳片の表面割れ感受性が低いため、製造コストが安価であることが本発明の特徴である。鋳造時の冷却途中あるいは冷却後に鋼片を再加熱し、厚板圧延によって15〜100mmの厚みの鋼板を造り、圧延後に空冷あるいは水冷する。水冷途中で水冷を停止して空冷することもある。必要に応じて各種の熱処理を行うことで母材の強度と靭性を調整することもある。
即ち前述の厚鋼板であれば、造船や建築やそれ以外の溶接構造物に使用され、構造物の建造における高い溶接施工能率と、構造物の高い安全性・信頼性を両立することができる。
また、以上説明の厚鋼板において、CaやMgの積極的な添加を行わない安価な厚鋼板とし、V(C,N)のα変態核効果を活かすために、V(C,N)の析出を促進する観点から、MnSを有効活用するために、MnとSの範囲を前述の範囲に規定することにより、良好な靭性を確保できる厚鋼板を提供できる。
表1に鋼の化学成分と連続鋳造鋳片の表面われ有無を、表2に厚鋼板の機械的性質と1パス溶接継手のHAZ靭性を示す。
エレクトロガス溶接法(Electrogas Welding:EGW)では図1に示すような突合せ継手を、エレクトロスラグ溶接法(Electroslag Welding:ESW)では図2に示すようなT字継手を作製し、溶接入熱量が20〜150kJ/mmの1パス大入熱溶接を適用した。
図1に突き合わせ溶接部を示すが、厚鋼板の母材1、2とそれらを突き合わせ溶接した溶接金属部3を有し、板厚中心線Sに沿って溶接金属部3から溶接線(FL)を超えて溶接熱影響部(HAZ)4を通過する部位から試験片5を採取した。
図2にT字継手溶接部を示すが、厚鋼板からなるスキンプレート7に間隙をあけて厚鋼板からなるダイヤフラム8をT字状に配置し、前記間隙を挟むように沿わせて配置した裏当金9、10により溶接時の溶融スラグと溶融金属が溶接部から流れ出ないように囲み、溶融したスラグ浴の中に溶接ワイヤを供給し、主として溶融スラグの抵抗熱によって溶接ワイヤを溶融させ、溶着金属部12を形成してなる溶接部である。この溶接部においてダイヤフラム8の板厚中心線に沿って溶接金属部12から溶解融線(FL)を超えてスキンプレート側の溶接熱影響部13を通過してスキンプレート7の内部側に至る部位から試験片15を採取した。
4 溶接熱影響部(HAZ)、
5 試験片、
12 溶接金属部、
13 溶接熱影響部(HAZ)、
15 試験片、
Claims (2)
- 質量%で、
C :0.08〜0.2%、
Si:0.5%以下、
Mn:0.5〜2.0%、
P :0.02%以下、
S :0.001〜0.005%、
Al:0.001〜0.1%、
V :0.01〜0.1%、
N :0.001〜0.006%、
O :0.004%以下
を含有し、残部鉄および不可避的不純物からなることを特徴とする、溶接入熱量が20〜150kJ/mmの大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板。 - さらに、質量%で、
Cu:0.05〜1%、
Ni:0.05〜3%、
Cr:0.05〜1%、
Mo:0.05〜1%、
B :0.0003〜0.003%、
Nb:0.003〜0.03%、
Ti:0.003〜0.03%、
の一種または二種以上を含有することを特徴とする、請求項1に記載の大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板。
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