JP2012177192A - 引張強さ(TS)が780MPa以上の大入熱溶接熱影響部の靭性と小入熱溶接熱影響部の耐硬化特性に優れた高強度厚鋼板およびその製造方法 - Google Patents
引張強さ(TS)が780MPa以上の大入熱溶接熱影響部の靭性と小入熱溶接熱影響部の耐硬化特性に優れた高強度厚鋼板およびその製造方法 Download PDFInfo
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
【解決手段】質量%で、C:0.03〜0.075%、Si:0.01〜0.40%、Mn:0.1〜1.3%、Cr:2.0〜5.0%、P、S、Al:0.01〜0.05%、Ti:0.005〜0.03%、N:0.002〜0.007%、必要に応じてCu、Ni、Mo、Nb、V、REM、Ca、Mgの1種または2種以上を含有し、実質的にBを含まない残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼板。上記鋼組成からなる鋳片または鋼片を、1000〜1250℃に再加熱後、圧延終了温度が750℃以上となる熱間圧延を行い、または熱間圧延後、Ac3変態点以上に再加熱し、保持後、室温まで冷却し、更に、400〜650℃で焼戻す。
【選択図】なし
Description
1.母材が780MPa以上の引張強さで、溶接入熱量が400kJ/cmを超える1層大入熱溶接部での、試験温度0℃のシャルピー衝撃エネルギーが70J以上を安定して達成するためには、鋼組成を適切に選定して、大入熱溶接熱影響部の上部ベイナイト組織中に、生成する脆化組織である針状の島状マルテンサイトの形態を制御することが重要である。
2.まず、鋼材に大入熱溶接を適用した場合に、結晶粒の粗大化を抑制することが重要で、これにより、上部ベイナイト組織および島状マルテンサイト組織の粗大化を抑制する効果も有する。このためには、TiとNを適量添加して、鋼中にTiNを分散することにより、結晶粒の成長を抑制することができる。
3.ただし、大入熱溶接時の溶融境界線の極近傍では、一部のTiNが溶解し、固溶Nが生成するため、鋼板の高強度化のために固溶Bを利用していると、固溶Nと結合してBNが析出し、溶融境界線の極近傍で焼入れ性が極端に低下するため、島状マルテンサイトの生成が促進し、靭性が顕著に劣化する。このため、鋼板には実質的にBを添加しないことが重要である。
4.さらに、島状マルテンサイトの生成量を支配するC添加量の上限を厳格に管理するだけでなく、Crを積極的に添加することにより、島状マルテンサイトの形態を制御することができる。
表1に供試鋼の化学成分を、表2に、試験片に付与した再現熱サイクルパターンを示す。再現熱サイクルパターンは後述する2電極サブマージアーク溶接の1層溶接の熱サイクルパターン(板厚50mm、溶接入熱450kJ/cm)に相当し、室温から1400℃まで30sで等速加熱後、1400℃で1s保持した後、冷却を開始し、1400℃から800℃まで300s、800℃から500℃まで550s、500℃から200℃まで950sで等速冷却した後、室温まで放冷した。
尚、島状マルテンサイトは、試料にレペラ腐食(JOURNAL OF METALS、March、1980、p.38−39)を実施して倍率1000倍の光学顕微鏡で観察して同定し、平均面積分率、平均サイズ、平均アスペクト比は、倍率1000倍の光学顕微鏡で撮影した画像を画像解析装置を用いて求めた。平均サイズは平均円相当径で評価した。
1.鋼組成が、質量%で、
C:0.03〜0.075%、
Si:0.01〜0.40%、
Mn:0.1〜1.3%、
P:0.015%以下、
S:0.003%以下、
Al:0.01〜0.05%、
Cr:2.0〜5.0%、
Ti:0.005〜0.03%、
N:0.002〜0.007%を含有し、
実質的にBを含まず、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、引張強さ(TS)が780MPa以上の大入熱溶接熱影響部の靭性と小入熱溶接熱影響部の耐硬化特性に優れた高強度厚鋼板。
2.鋼組成に、質量%でさらに、
Cu:0.05〜0.9%、
Ni:0.05〜1.0%、
Mo:0.05〜1.0%、
Nb:0.005〜0.05%、
V:0.01〜0.1%、
を含有する、1に記載の、引張強さ(TS)が780MPa以上の大入熱溶接熱影響部の靭性と小入熱溶接熱影響部の耐硬化特性に優れた高強度厚鋼板。
3.鋼組成に、質量%でさらに、
REM:0.02%以下、
Ca:0.005%以下、
Mg:0.005%以下、
を含有する、1または2に記載の、引張強さ(TS)が780MPa以上の大入熱溶接熱影響部の靭性と小入熱溶接熱影響部の耐硬化特性に優れた高強度厚鋼板。
4.1乃至3のいずれか一つに記載した鋼組成からなる鋳片または鋼片を、1000〜1250℃に再加熱後、圧延終了温度が750℃以上となる熱間圧延を行うことを特徴とする、引張強さ(TS)が780MPa以上の大入熱溶接熱影響部の靭性と小入熱溶接熱影響部の耐硬化特性に優れた高強度厚鋼板の製造方法。
5.熱間圧延後、Ac3変態点以上に再加熱し、保持後、室温まで冷却することを特徴とする、4記載の引張強さ(TS)が780MPa以上の大入熱溶接熱影響部の靭性と小入熱溶接熱影響部の耐硬化特性に優れた高強度厚鋼板の製造方法。
6.更に、400〜650℃で焼戻すことを特徴とする4または5に記載の引張強さ(TS)が780MPa以上の大入熱溶接熱影響部の靭性と小入熱溶接熱影響部の耐硬化特性に優れた高強度厚鋼板の製造方法。
C:0.03〜0.075%
Cは、鋼の強度を増加させ、構造用鋼材として必要な強度を確保するために必要な元素でその効果を得るため、0.03%以上の含有を必要とする。
Siは、脱酸材として作用し、製鋼上、少なくとも0.01%必要であるが、0.40%を超えて含有すると、母材の靭性、小入熱溶接熱影響部の耐硬化特性が劣化するだけでなく、大入熱溶接熱影響部のミクロ組織中の島状マルテンサイトが増大し、熱影響部靭性が顕著に劣化するため、0.01〜0.40%の範囲に限定する。好ましくは、0.05〜0.35%である。
Mnは、鋼の焼入れ性を増加させる効果を有し、母材の強度を確保するために0.1%以上は必要である。一方、1.3%を超えて含有すると、母材の靭性および溶接性が著しく劣化するだけでなく、溶接熱影響部では粗大で針状の島状マルテンサイトの生成を促進し靭性を顕著に劣化させるため、0.1〜1.3%の範囲に限定する。好ましくは、0.2〜1.25%である。
Pは、鋼の強度を増加させ靭性を劣化させる元素で、特に大入熱溶接熱影響部では島状マルテンサイトの生成を助長する効果を有し、靭性を劣化させるので、0.015%を上限とし、可能なかぎり低減することが望ましい。尚、過度のP低減は精錬コストを高騰させ経済的に不利となるため、0.002%以上とすることが望ましい。
Sは母材の低温靭性や延性を劣化させるため、0.003%を上限として可能なかぎり低減することが望ましい。
Alは、脱酸剤として作用し、高張力鋼の溶鋼脱酸プロセスに於いて、もっとも汎用的に使われる。また、鋼中のNをAlNとして固定し、母材および大入熱溶接熱影響部の靭性向上に寄与する。このような効果を得るため、0.01%以上を含有する。
Crは、本発明では、Bを実質的に含まず母材の引張強さ780MPa以上を確保する上で強度向上のために添加が必要であるだけでなく、Crを含有させることにより母材および溶接部の島状マルテンサイトの靭性に対する有害性を顕著に低下させる重要な元素である。まず、大入熱溶接熱影響部において、ベイナイトラスを湾曲化させる効果を介して島状マルテンサイトの形態を針状から塊状へと変化させる。また、高温域での炭素の拡散速度を顕著に低下させる効果を有することから島状マルテンサイトの硬さを低下させる。これらの効果を得るため、2.0%以上を含有する。一方、5.0%を超えて含有すると、母材の靭性および溶接性が著しく劣化するため、2.0〜5.0%の範囲に限定する。好ましくは、2.1〜4.8%である。
Tiは、Nとの親和力が強く凝固時にTiNとして析出し、大入熱溶接熱影響部でのオーステナイト粒の粗大化を抑制して高靭化に寄与する。このような効果を確保するため、0.005%以上を添加する。
NはTiNを形成するため必要で、大入熱溶接熱影響部でのオーステナイト粒の粗大化抑制に必要なTiN量を確保するため、0.002%以上とする。
CuおよびNiは、高靭性を保ちつつ強度を増加させることが可能な元素で、大入熱溶接熱影響部靭性や耐低温割れ性への影響も小さい。Cuを添加する場合は、そのような効果を得るため、0.05%以上とし、0.9%を超えると熱間脆性を生じて鋼板の表面性状を劣化させるため、添加する場合は、0.05〜0.9%とする。尚、好ましくは0.1〜0.7%である。
REM、CaおよびMgは、いずれも靭性向上に寄与し、所望する特性に応じて選択して添加する。
REMを、添加する場合、0.002%以上とすることが好ましいが、0.02%を超えても効果が飽和するため、添加する場合は0.02%を上限とする。
Caは、酸硫化物の形態制御に有効であり、靭性に悪影響を及ぼす粗大なMnS等の生成を抑制して、微細なCa酸硫化物を形成するとともに、大入熱溶接熱影響部のオーステナイト結晶粒を微細化して、靭性を向上させる有用な元素である。このような効果を得るためには0.0005%以上を添加する。一方、0.005%を超えると、Ca酸硫化物が粗大化し靭性に悪影響を及ぼすため、添加する場合は、0.0005〜0.005%に限定する。好ましくは、0.0008〜0.0045%である。
Mgは、大入熱溶接熱影響部のオーステナイト結晶粒を微細化して靭性を向上させる有用な元素で、添加する場合は、0.001%以上とすることが好ましい。一方、0.005%を超えても効果が飽和するため、0.005%を上限とする。上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。
説明において、温度「℃」は、板厚の1/2における温度を意味するものとする。
上述した組成の鋳片または鋼片を転炉、電気炉、真空溶解炉等、通常公知の方法による溶鋼から製造し、1000℃〜1250℃に再加熱する。
圧延終了温度が750℃未満の場合、変形抵抗が高くなるため、圧延荷重が増大し、圧延機への負担が大きくなる。また、厚肉材を750℃未満の圧延温度まで低下させるためには、圧延途中で待機する必要があり、生産性を大きく阻害する。このため、圧延終了温度を750℃以上とした。
Ac3=854−180C+44Si−14Mn−17.8Ni−1.7Cr (2)
(ただし、C、Si、Mn、Ni、Cr:各合金元素の含有量(質量%))
焼もどし処理を施す場合は引張り強さ780MPa以上が確保されるように焼戻し温度と保持時間を選定する。母材の靭性および延性を向上させるため、焼もどし温度を400℃以上とするが、650℃を超えると母材強度が大幅に低下し、引張り強さ780MPa以上が確保されなくなるため、400℃以上、650℃以下とする。
Claims (6)
- 鋼組成が、質量%で、
C:0.03〜0.075%、
Si:0.01〜0.40%、
Mn:0.1〜1.3%、
P:0.015%以下、
S:0.003%以下、
Al:0.01〜0.05%、
Cr:2.0〜5.0%、
Ti:0.005〜0.03%、
N:0.002〜0.007%を含有し、
実質的にBを含まず、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、引張強さ(TS)が780MPa以上の大入熱溶接熱影響部の靭性と小入熱溶接熱影響部の耐硬化特性に優れた高強度厚鋼板。 - 鋼組成に、質量%でさらに、
Cu:0.05〜0.9%、
Ni:0.05〜1.0%、
Mo:0.05〜1.0%、
Nb:0.005〜0.05%、
V:0.01〜0.1%、
を含有する、請求項1に記載の、引張強さ(TS)が780MPa以上の大入熱溶接熱影響部の靭性と小入熱溶接熱影響部の耐硬化特性に優れた高強度厚鋼板。 - 鋼組成に、質量%でさらに、
REM:0.02%以下、
Ca:0.005%以下、
Mg:0.005%以下、
を含有する、請求項1または2に記載の、引張強さ(TS)が780MPa以上の大入熱溶接熱影響部の靭性と小入熱溶接熱影響部の耐硬化特性に優れた高強度厚鋼板。 - 請求項1乃至3のいずれか一つに記載した鋼組成からなる鋳片または鋼片を、1000〜1250℃に再加熱後、圧延終了温度が750℃以上となる熱間圧延を行うことを特徴とする、引張強さ(TS)が780MPa以上の大入熱溶接熱影響部の靭性と小入熱溶接熱影響部の耐硬化特性に優れた高強度厚鋼板の製造方法。
- 熱間圧延後、Ac3変態点以上に再加熱し、保持後、室温まで冷却することを特徴とする、請求項4記載の引張強さ(TS)が780MPa以上の大入熱溶接熱影響部の靭性と小入熱溶接熱影響部の耐硬化特性に優れた高強度厚鋼板の製造方法。
- 更に、400〜650℃で焼戻すことを特徴とする請求項4または5に記載の引張強さ(TS)が780MPa以上の大入熱溶接熱影響部の靭性と小入熱溶接熱影響部の耐硬化特性に優れた高強度厚鋼板の製造方法。
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- 2012-01-30 JP JP2012016058A patent/JP5903907B2/ja active Active
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