JP2013019015A - 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼板 - Google Patents
溶接熱影響部の靭性に優れた鋼板 Download PDFInfo
- Publication number
- JP2013019015A JP2013019015A JP2011152432A JP2011152432A JP2013019015A JP 2013019015 A JP2013019015 A JP 2013019015A JP 2011152432 A JP2011152432 A JP 2011152432A JP 2011152432 A JP2011152432 A JP 2011152432A JP 2013019015 A JP2013019015 A JP 2013019015A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- toughness
- less
- steel plate
- steel
- haz toughness
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 42
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims abstract description 42
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims abstract description 18
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims abstract description 16
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims abstract description 15
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 14
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 14
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims abstract description 13
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 7
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims abstract description 5
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims abstract description 5
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims abstract description 3
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 14
- 238000003466 welding Methods 0.000 abstract description 11
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 abstract description 2
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 abstract description 2
- 239000000463 material Substances 0.000 description 19
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 18
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 description 17
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 15
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 description 14
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 13
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 8
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 8
- 230000000087 stabilizing effect Effects 0.000 description 7
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 description 6
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 5
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 5
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 5
- 238000009863 impact test Methods 0.000 description 5
- 230000006641 stabilisation Effects 0.000 description 5
- 238000011105 stabilization Methods 0.000 description 5
- ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N Tin Chemical compound [Sn] ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 238000000034 method Methods 0.000 description 3
- 229910001567 cementite Inorganic materials 0.000 description 2
- 230000001934 delay Effects 0.000 description 2
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 2
- 230000001771 impaired effect Effects 0.000 description 2
- KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N iron;methane Chemical compound C.[Fe].[Fe].[Fe] KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 description 2
- 238000005204 segregation Methods 0.000 description 2
- 238000007711 solidification Methods 0.000 description 2
- 230000008023 solidification Effects 0.000 description 2
- 238000009628 steelmaking Methods 0.000 description 2
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 1
- PNEYBMLMFCGWSK-UHFFFAOYSA-N aluminium oxide Inorganic materials [O-2].[O-2].[O-2].[Al+3].[Al+3] PNEYBMLMFCGWSK-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- TZCXTZWJZNENPQ-UHFFFAOYSA-L barium sulfate Chemical compound [Ba+2].[O-]S([O-])(=O)=O TZCXTZWJZNENPQ-UHFFFAOYSA-L 0.000 description 1
- 238000010276 construction Methods 0.000 description 1
- 238000007796 conventional method Methods 0.000 description 1
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 1
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 1
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 1
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 1
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 description 1
- 230000006698 induction Effects 0.000 description 1
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 1
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 1
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 1
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 1
- 230000037303 wrinkles Effects 0.000 description 1
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
【課題】５００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接での溶接熱影響部の靭性に優れる引張強度が５９０ＭＰａ以上の溶接構造用として好適な鋼板を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０２５〜０．０５０％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．９〜２．３％、Ｃｒ：１．０〜４．９％、Ａｌ：０．０５％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％、Ｎｂ：０．０１〜０．０７％、Ｎｉ：２．０％以下（０％を含む）、Ｍｏ：０．０３〜０．１０％未満、必要に応じて、Ｖ：０．０９％以下、Ｃａ：０．００５％以下、Ｃｕ：０．５％以下の一種または二種、（１）〜（３）式を満足し、残部鉄および不可避不純物からなる鋼板。５．５≦Ｍｎ＋０．７Ｎｉ＋１４Ｎｂ＋Ｃｒ＋４Ｓｉ＋２Ｍｏ≦７．０（１）Ｍｎ＋０．７Ｎｉ＋１４Ｎｂ≧１．０（２）Ｃｒ＋４Ｓｉ＋２Ｍｏ≧２．９（３）、各式において、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｓｉ、Ｍｏは含有量（質量％）。
【選択図】なし
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０２５〜０．０５０％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．９〜２．３％、Ｃｒ：１．０〜４．９％、Ａｌ：０．０５％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％、Ｎｂ：０．０１〜０．０７％、Ｎｉ：２．０％以下（０％を含む）、Ｍｏ：０．０３〜０．１０％未満、必要に応じて、Ｖ：０．０９％以下、Ｃａ：０．００５％以下、Ｃｕ：０．５％以下の一種または二種、（１）〜（３）式を満足し、残部鉄および不可避不純物からなる鋼板。５．５≦Ｍｎ＋０．７Ｎｉ＋１４Ｎｂ＋Ｃｒ＋４Ｓｉ＋２Ｍｏ≦７．０（１）Ｍｎ＋０．７Ｎｉ＋１４Ｎｂ≧１．０（２）Ｃｒ＋４Ｓｉ＋２Ｍｏ≧２．９（３）、各式において、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｓｉ、Ｍｏは含有量（質量％）。
【選択図】なし
Description
本発明は、溶接熱影響部の靭性に優れた鋼板で、特に５００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を施した場合に、溶接熱影響部の靭性に優れる、引張強度が５９０ＭＰａ以上で溶接構造用鋼板として好適なものに関する。
建築構造物のボックス柱の組立て溶接に適用されるサブマージアーク溶接やエレクトロスラグ溶接等では、施工高能率化のため、５００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接が施されることがある。一般に、溶接入熱量が大きくなると、溶接熱影響部（以下、ＨＡＺと呼ぶこともある）の組織が粗大化し靭性が低下するため、ＨＡＺ靭性を改善する方法が種々、提案されている。
例えば、特許文献１は引張り強さ５９０ＭＰａ級鋼のＨＡＺ靭性劣化（入熱量５００ｋＪ／ｃｍ程度）を抑制する技術に関し、鋼組成を極低Ｃ化して島状マルテンサイト（ＭＡ）の生成を抑制し、焼入性向上元素であるＭｎ、ＮｉおよびＣｒを適正に含有させてγ粒界でのフェライトの生成を抑え、粒内における変態組織のブロックサイズの微細化を図ることが開示されている。
また、特許文献２は引張り強さ７８０ＭＰａ級鋼のＨＡＺ靭性改善技術（入熱量５００ｋＪ／ｃｍ程度）に関し、鋼組成としてＭｎおよびＮｉ、Ｃｕを積極的に含有し、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ含有量を制限することでベイニテックフェライトを主体とする組織とし、Ｔｉ、Ｎ量を適正化してＴｉＮを高温で安定化させてＨＡＺでのオーステナイト結晶粒の粗大化を防止することが開示されている。
しかしながら、特許文献１記載の引張り強さ５９０ＭＰａ級鋼はＨＡＺ靭性を改善するために質量％で約１％のＮｉの含有を必要とする（以下、％は質量％を意味する）。Ｎｉは高価な元素であるため、合金コストがかなり嵩み、５９０ＭＰａ級鋼としてはコスト競争力が低い。またＭｎを２％程度と多めに含有するため、スラブの１／２・ｔ位置（ｔ：スラブ厚）でのＭｎの凝固偏析が強く、板厚の１／２位置での靭性が損なわれやすい。
特許文献２記載の引張り強さ７８０ＭＰａ級鋼はＨＡＺ靭性を改善するために約１〜２％のＮｉの含有を必要とし、さらに０．２〜０．５％のＭｏ含有を必要とする。ＮｉおよびＭｏは高価な元素であるため、合金コストが嵩み、コスト競争力が低い。
またＭｎを２％程度と多めに含有するため、特許文献１と同様にスラブの１／２・ｔ位置でのＭｎの凝固偏析が強く、板厚の１／２位置での靭性が損なわれやすい。
そこで、本発明はコスト競争力が高く、板厚の１／２位置で靭性劣化が生じない成分組成を有する大入熱ＨＡＺ靭性に優れた引張り強さ５９０ＭＰａ以上の鋼を提供することを目的とする。
本発明者は上記課題を解決するため鋭意検討し、以下の知見を得た。
１．引張り強さ５９０ＭＰａ以上の鋼において大入熱溶接熱影響部の高靭性を安定して確保するためには、極低Ｃ化して島状マルテンサイト（以下、ＭＡ）の生成を抑え、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｎｂ、Ｍｏなどの焼入れ性を高める元素を含有して変態温度を低下させ全体を均一なベイナイト組織とすることが成分設計指針の基本である。
２．オーステナイト生成元素（Ｍｎ、Ｎｂ、Ｎｉ）とフェライト生成元素（Ｃｒ、Ｓｉ、Ｍｏ）の両者を含有し、オーステナイト生成元素量に対してフェライト生成元素量を適正にした成分組成にするとＨＡＺ靱性が向上する。Ｎｂは一般的にはオーステナイト生成元素とは呼ばれないが、オーステナイトからフェライトへの変態を著しく遅らせるため、本発明ではＭｎ、Ｎｉと同様にオーステナイト安定化元素とみなす。
１．引張り強さ５９０ＭＰａ以上の鋼において大入熱溶接熱影響部の高靭性を安定して確保するためには、極低Ｃ化して島状マルテンサイト（以下、ＭＡ）の生成を抑え、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｎｂ、Ｍｏなどの焼入れ性を高める元素を含有して変態温度を低下させ全体を均一なベイナイト組織とすることが成分設計指針の基本である。
２．オーステナイト生成元素（Ｍｎ、Ｎｂ、Ｎｉ）とフェライト生成元素（Ｃｒ、Ｓｉ、Ｍｏ）の両者を含有し、オーステナイト生成元素量に対してフェライト生成元素量を適正にした成分組成にするとＨＡＺ靱性が向上する。Ｎｂは一般的にはオーステナイト生成元素とは呼ばれないが、オーステナイトからフェライトへの変態を著しく遅らせるため、本発明ではＭｎ、Ｎｉと同様にオーステナイト安定化元素とみなす。
すなわち、オーステナイト生成元素の他にフェライト安定化元素を含有すると、過度のオーステナイト安定化が緩和され、ベイナイトラス間のＭＡは減少し、成分組成の組合わせにおいてＨＡＺ靱性の優れた領域が現れる。
３．オーステナイト生成元素としてＭｎ、Ｎｂを主とし、Ｎｉを補助的に用いると合金コストを低下させ、ＨＡＺ靭性の向上にも有効である。
３．オーステナイト生成元素としてＭｎ、Ｎｂを主とし、Ｎｉを補助的に用いると合金コストを低下させ、ＨＡＺ靭性の向上にも有効である。
すなわち、Ｍｎは強力なオーステナイト安定化元素であり変態温度を低下させベイナイト変態を促進するが、Ｍｎの単独含有はベイナイトラス間にＭＡを析出させて、ＨＡＺ靱性を低下させる。
Ｎｂはフェライト変態を著しく遅らせベイナイト変態を促進するが、Ｎｂを添加するとベイナイトラス間にＭＡが析出しやすくなり、ＨＡＺ靭性を向上させる効果は限定的である。
ＮｉはＭｎに次ぐ、強力なオーステナイト安定化元素で、変態温度を低下させベイナイト変態を促進するが、その効果がＭｎより小さいため、Ｎｉのみを含有する場合は多量に含有しなければその効果は十分でない。
Ｎｉを単独で多量に含有した場合、ＨＡＺは均一なベイナイト組織となり、またＭｎ含有の場合とは異なりベイナイトラス間に靭性に有害なＭＡの生成がほとんどないため優れたＨＡＺ靭性を得ることができるが、高価なため、多量の含有によって鋼材の合金コストが極めて高くなるので選択的に添加する。
５．フェライト生成元素としてＣｒを主とし、ＳｉおよびＭｏを補助的に用いることが実際的である。ＣｒはＭｎによる過度のオーステナイト安定化を抑える上で有効である。Ｍｏは強力なフェライト生成元素でＣｒと似た作用を有するが高価である。また強力な焼入れ性元素でもあるので多量に添加するとＭＡの生成を助長する。Ｓｉも強力なフェライト生成元素であるが、セメンタイトの生成を強く抑制するため、過剰に含有するとＭＡの生成を助長するようになる。
５．フェライト生成元素としてＣｒを主とし、ＳｉおよびＭｏを補助的に用いることが実際的である。ＣｒはＭｎによる過度のオーステナイト安定化を抑える上で有効である。Ｍｏは強力なフェライト生成元素でＣｒと似た作用を有するが高価である。また強力な焼入れ性元素でもあるので多量に添加するとＭＡの生成を助長する。Ｓｉも強力なフェライト生成元素であるが、セメンタイトの生成を強く抑制するため、過剰に含有するとＭＡの生成を助長するようになる。
本発明は、上記知見を基に更に検討を加えてなされたものですなわち、本発明は、
１．鋼組成が、質量％で、Ｃ：０．０２５〜０．０５０％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．９〜２．３％、Ｃｒ：１．０〜４．９％、Ａｌ：０．０５％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％、Ｎｂ：０．０１〜０．０７％、Ｎｉ：２．０％以下（０％を含む）、Ｍｏ：０．０３〜０．１０％未満、下記（１）〜（３）式を満足し、残部鉄および不可避不純物からなる溶接熱影響部の靱性に優れた鋼板。
記
５．５≦Ｍｎ＋０．７Ｎｉ＋１４Ｎｂ＋Ｃｒ＋４Ｓｉ＋２Ｍｏ≦７．０・・・（１）
Ｍｎ＋０．７Ｎｉ＋１４Ｎｂ≧１．０・・・（２）
Ｃｒ＋４Ｓｉ＋２Ｍｏ≧２．９・・・（３）
各式において、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｓｉ、Ｍｏは、それぞれの元素の含有量（質量％）を示す。
１．鋼組成が、質量％で、Ｃ：０．０２５〜０．０５０％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．９〜２．３％、Ｃｒ：１．０〜４．９％、Ａｌ：０．０５％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％、Ｎｂ：０．０１〜０．０７％、Ｎｉ：２．０％以下（０％を含む）、Ｍｏ：０．０３〜０．１０％未満、下記（１）〜（３）式を満足し、残部鉄および不可避不純物からなる溶接熱影響部の靱性に優れた鋼板。
記
５．５≦Ｍｎ＋０．７Ｎｉ＋１４Ｎｂ＋Ｃｒ＋４Ｓｉ＋２Ｍｏ≦７．０・・・（１）
Ｍｎ＋０．７Ｎｉ＋１４Ｎｂ≧１．０・・・（２）
Ｃｒ＋４Ｓｉ＋２Ｍｏ≧２．９・・・（３）
各式において、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｓｉ、Ｍｏは、それぞれの元素の含有量（質量％）を示す。
２．更に、鋼組成として質量％で、Ｖ：０．０９％以下、Ｃａ：０．００５％以下、Ｃｕ：０．５％以下の一種または二種以上を含有する１記載の溶接熱影響部の靭性に優れた鋼板。
本発明によれば、近年、高騰しているＮｉやＭｏなどの高価な合金元素の含有が少なく、５００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接等を施した場合にも、優れたＨＡＺ靭性が確保できる鋼板が得られるので、安全性の高い建築構造物等を高能率で経済的に製造することができ、産業上極めて有用である。
本発明に係る鋼板は、ＨＡＺ靱性を向上させ、母材の強度、靭性を確保する観点から成分組成においてオーステナイト生成元素（Ｍｎ、Ｎｂ、Ｎｉ）とフェライト生成元素（Ｃｒ、Ｓｉ、Ｍｏ）の含有量と両者のバランスを適正化することを特徴とする。以下、成分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：０．０２５〜０．０５０％
Ｃは、母材強度の確保、およびγ粒の粗大化を抑制してＨＡＺ靭性を確保するのに必要な元素であり、該効果を発揮させるため、０．０２５％以上含有させる。一方、含有量が多くなるとＭＡが増大してＨＡＺ靭性が劣化するようになるので０．０２５〜０．０５０％とする。
Ｃは、母材強度の確保、およびγ粒の粗大化を抑制してＨＡＺ靭性を確保するのに必要な元素であり、該効果を発揮させるため、０．０２５％以上含有させる。一方、含有量が多くなるとＭＡが増大してＨＡＺ靭性が劣化するようになるので０．０２５〜０．０５０％とする。
Ｓｉ：０．６％以下
Ｓｉは、製鋼時の脱酸に必要な元素であり、この目的のため０．０２％以上添加することが好ましいが、脱酸の目的を達すれば、含有量は少なくとも良い。また強力なフェライト生成元素でありＭｎによるオーステナイトの過度の安定化を抑制してＭＡの生成を抑制するが、一方、セメンタイトの生成を強力に抑制する。従って、含有量が多くなるとＭＡが増大してＨＡＺ靭性が劣化するようになるので０．６％以下とする。好ましくは０．３％以下である。
Ｓｉは、製鋼時の脱酸に必要な元素であり、この目的のため０．０２％以上添加することが好ましいが、脱酸の目的を達すれば、含有量は少なくとも良い。また強力なフェライト生成元素でありＭｎによるオーステナイトの過度の安定化を抑制してＭＡの生成を抑制するが、一方、セメンタイトの生成を強力に抑制する。従って、含有量が多くなるとＭＡが増大してＨＡＺ靭性が劣化するようになるので０．６％以下とする。好ましくは０．３％以下である。
Ｍｎ：０．９〜２．３％
Ｍｎは強力なオーステナイト安定化元素で、変態点を低下させて母材の強度を確保するのに有用な元素である。また、ベイナイト変態を促進する元素である。母材の強度を確保するため０．９％以上含有させる。しかしＭｎが過剰になるとＨＡＺが硬くなりすぎ、ＨＡＺ靭性が劣化するようになるので、２．３％以下とする。
Ｍｎは強力なオーステナイト安定化元素で、変態点を低下させて母材の強度を確保するのに有用な元素である。また、ベイナイト変態を促進する元素である。母材の強度を確保するため０．９％以上含有させる。しかしＭｎが過剰になるとＨＡＺが硬くなりすぎ、ＨＡＺ靭性が劣化するようになるので、２．３％以下とする。
Ｃｒ：１．０〜４．９％
Ｃｒは焼入れ性を向上させて母材の強度や靭性を確保するのに有用な元素であるとともにフェライト安定化元素であり、Ｍｎ含有によるオーステナイトの過度の安定化を防止しＭＡの発生を抑制するのに有用な元素である。これらの効果を発揮させるため、１．０％以上含有させる。しかし、Ｃｒ量が多くなると、ＨＡＺの硬度が増大してＨＡＺ靭性が劣化するようになるので４．９％以下とする。
Ｃｒは焼入れ性を向上させて母材の強度や靭性を確保するのに有用な元素であるとともにフェライト安定化元素であり、Ｍｎ含有によるオーステナイトの過度の安定化を防止しＭＡの発生を抑制するのに有用な元素である。これらの効果を発揮させるため、１．０％以上含有させる。しかし、Ｃｒ量が多くなると、ＨＡＺの硬度が増大してＨＡＺ靭性が劣化するようになるので４．９％以下とする。
Ａｌ：０．０５％以下
Ａｌは、製鋼時の脱酸に必要な元素であり、この目的のため０．０１％以上の添加が好ましいが、脱酸の目的を達すれば、含有量は少なくとも良い。また、含有量が多くなると、アルミナ等の粗大介在物が増加し、母材靭性が劣化する。加えてＭＡが増加し、ＨＡＺ靭性も劣化するようになるため、０．０５％以下とする。
Ａｌは、製鋼時の脱酸に必要な元素であり、この目的のため０．０１％以上の添加が好ましいが、脱酸の目的を達すれば、含有量は少なくとも良い。また、含有量が多くなると、アルミナ等の粗大介在物が増加し、母材靭性が劣化する。加えてＭＡが増加し、ＨＡＺ靭性も劣化するようになるため、０．０５％以下とする。
Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％
Ｔｉは、Ｎと結合しＴｉＮを形成する元素で、ＴｉＮはＨＡＺのγ粒の成長を抑制しＨＡＺ靭性の向上に寄与する。この効果を発揮させるため、０．００５％以上、好ましくは０．０１０％以上含有させる。一方、含有量が多くなるとＴｉＮが粗大化し、母材靭性、ＨＡＺ靭性が共に劣化するようになるので、０．０５０％以下、好ましくは０．０２５％以下とする。
Ｔｉは、Ｎと結合しＴｉＮを形成する元素で、ＴｉＮはＨＡＺのγ粒の成長を抑制しＨＡＺ靭性の向上に寄与する。この効果を発揮させるため、０．００５％以上、好ましくは０．０１０％以上含有させる。一方、含有量が多くなるとＴｉＮが粗大化し、母材靭性、ＨＡＺ靭性が共に劣化するようになるので、０．０５０％以下、好ましくは０．０２５％以下とする。
Ｎｂ：０．０１〜０．０７％
Ｎｂはオーステナイトからフェライトへの変態を著しく遅らせ、ベイナイト変態を促進する元素である。母材の強度を確保するため０．０１％以上含有させる。しかしＮｂが過剰になるとＨＡＺの硬さが硬くなりすぎ、ＨＡＺ靭性が劣化する。よってＮｂ量は、０．０７％以下に抑える。
Ｎｂはオーステナイトからフェライトへの変態を著しく遅らせ、ベイナイト変態を促進する元素である。母材の強度を確保するため０．０１％以上含有させる。しかしＮｂが過剰になるとＨＡＺの硬さが硬くなりすぎ、ＨＡＺ靭性が劣化する。よってＮｂ量は、０．０７％以下に抑える。
Ｎｉ：２．０％以下（０％を含む）
Ｎｉも強力なオーステナイト安定化元素であり、変態点を低下させて母材の強度を確保するのに有用な元素である。また、ベイナイト変態を促進する元素である。しかし高価な元素であるため、本発明ではＭｎの補助として用いる選択元素とし、Ｍｎだけで目的の強度、ＨＡＺ靭性が得られる場合には含有する必要はない。含有する場合にも合金コストの観点から２．０％以下とする。
Ｎｉも強力なオーステナイト安定化元素であり、変態点を低下させて母材の強度を確保するのに有用な元素である。また、ベイナイト変態を促進する元素である。しかし高価な元素であるため、本発明ではＭｎの補助として用いる選択元素とし、Ｍｎだけで目的の強度、ＨＡＺ靭性が得られる場合には含有する必要はない。含有する場合にも合金コストの観点から２．０％以下とする。
Ｍｏ：０．０３〜０．１０％未満
Ｍｏは焼入れ性を向上させて母材の強度や靭性を確保するのに有用な元素である。またフェライト安定化元素であり、Ｍｎ添加によるオーステナイトの過度の安定化を防止しＭＡの発生を抑制するのに有用な元素である。これらの効果を発揮させるため０．０３％以上を含有させる。しかし、高価な元素であるため、Ｃｒの補助として用い、過剰な含有ではＭＡが増大してＨＡＺ靭性が劣化するため０．１０％未満とする。
Ｍｏは焼入れ性を向上させて母材の強度や靭性を確保するのに有用な元素である。またフェライト安定化元素であり、Ｍｎ添加によるオーステナイトの過度の安定化を防止しＭＡの発生を抑制するのに有用な元素である。これらの効果を発揮させるため０．０３％以上を含有させる。しかし、高価な元素であるため、Ｃｒの補助として用い、過剰な含有ではＭＡが増大してＨＡＺ靭性が劣化するため０．１０％未満とする。
５．５≦Ｍｎ＋０．７Ｎｉ＋１４Ｎｂ＋Ｃｒ＋４Ｓｉ＋２Ｍｏ≦７．０・・・（１）
Ｍｎ＋０．７Ｎｉ＋１４Ｎｂ≧１．０・・・（２）
Ｃｒ＋４Ｓｉ＋２Ｍｏ≧２．９・・・（３）
各式において、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｓｉ、Ｍｏは、それぞれの元素の含有量（質量％）を示す。
Ｍｎ＋０．７Ｎｉ＋１４Ｎｂ≧１．０・・・（２）
Ｃｒ＋４Ｓｉ＋２Ｍｏ≧２．９・・・（３）
各式において、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｓｉ、Ｍｏは、それぞれの元素の含有量（質量％）を示す。
（１）〜（３）の各式は、成分組成におけるオーステナイト生成元素であるＭｎ、Ｎｂ、Ｎｉと、フェライト生成元素であるＣｒ、Ｓｉ、Ｍｏの含有量のバランスをＨＡＺ靭性の観点から規定するパラメータ式である。オーステナイト生成元素であるＭｎ、Ｎｂ、Ｎｉの含有量がＭｎ＋０．７Ｎｉ＋１４Ｎｂ≧１．０を満たし、フェライト生成元素であるＣｒ、Ｓｉの含有量がＣｒ＋４Ｓｉ＋２Ｍｏ≧２．９を満たし、且つ、５．５≦Ｍｎ＋０．７Ｎｉ＋１４Ｎｂ＋Ｃｒ＋４Ｓｉ＋２Ｍｏ≦７．０の場合、良好なＨＡＺ靭性が得られる。
以上が本発明の基本成分であり、残部はＦｅおよび不可避的不純物である。Ｐ、Ｓは不可避的不純物として扱い、含有量は制御しない。さらに本発明では上記基本成分に加え、必要に応じ、選択的に下記の元素を添加することができる。
以上が本発明の基本成分であり、残部はＦｅおよび不可避的不純物である。Ｐ、Ｓは不可避的不純物として扱い、含有量は制御しない。さらに本発明では上記基本成分に加え、必要に応じ、選択的に下記の元素を添加することができる。
Ｖ：０．０９％以下
Ｖは母材強度の向上に有効な元素で、またフェライト変態を抑制し、ベイナイト変態を促進する元素である。しかしながら、０．０９％を超えて過剰に添加するとＨＡＺで析出物を析出し、ＨＡＺ靭性を低下させるため、添加する場合は０．０９％以下とすることが好ましい。
Ｖは母材強度の向上に有効な元素で、またフェライト変態を抑制し、ベイナイト変態を促進する元素である。しかしながら、０．０９％を超えて過剰に添加するとＨＡＺで析出物を析出し、ＨＡＺ靭性を低下させるため、添加する場合は０．０９％以下とすることが好ましい。
Ｃａ：０．００５％以下
Ｃａは介在物の形態を制御してＨＡＺ靭性を向上させる元素である。しかしながら、０．００５％を超えて過剰に添加しても介在物が粗大化してＨＡＺ靭性を低下させるようになるため、添加する場合は０．００５％以下とすることが好ましい。
Ｃａは介在物の形態を制御してＨＡＺ靭性を向上させる元素である。しかしながら、０．００５％を超えて過剰に添加しても介在物が粗大化してＨＡＺ靭性を低下させるようになるため、添加する場合は０．００５％以下とすることが好ましい。
Ｃｕ：０．５％以下
Ｃｕは母材強度の向上に有効な元素であり、またフェライト変態を抑制し、ベイナイト変態を促進する元素である。しかしながら、０．５％を超えて過剰に添加すると熱間圧延により鋼板表面に表面疵（Ｃｕ疵）を発生するため、添加する場合は０．５％以下とすることが好ましい。また、Ｃｕを添加する場合には、表面疵を防止するためＮｉを少なくともＣｕ添加量の１／２添加することが好ましい。
Ｃｕは母材強度の向上に有効な元素であり、またフェライト変態を抑制し、ベイナイト変態を促進する元素である。しかしながら、０．５％を超えて過剰に添加すると熱間圧延により鋼板表面に表面疵（Ｃｕ疵）を発生するため、添加する場合は０．５％以下とすることが好ましい。また、Ｃｕを添加する場合には、表面疵を防止するためＮｉを少なくともＣｕ添加量の１／２添加することが好ましい。
本発明に係る鋼板は常法により溶製、圧延して製造することが可能である。焼入れ性の高い成分組成のため、圧延ままで引張強度が５９０ＭＰａ以上とすることが可能である。以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。
種々の成分組成の鋼材を溶製しインゴットとした後、１２００℃に加熱し、圧延開始温度１１５０℃、圧延終了温度９１０℃、圧下率８０％、板厚１５ｍｍまで熱間圧延を行いその後空冷した。得られた鋼板について、母材特性（強度、靭性）、ＨＡＺ靭性の評価を行った。
［母材特性］
各鋼板について、圧延方向から丸棒試験片（平行部：直径６．０ｍｍ×標点間距離２５．０ｍｍ）を採取して、ＪＩＳＺ２２４１の要領で引張試験を行い、降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、降伏比（ＹＲ）、伸び（ＥＬ）を測定した。また、参考としてシャルピー衝撃試験をＪＩＳＺ２２４２の要領でＶノッチ試験片（標準試験片 試験片幅１０ｍｍ）を用いて行い、試験温度０℃での吸収エネルギー（ｖＥ０）（３本平均値）と脆性破面率（％）を測定した。
各鋼板について、圧延方向から丸棒試験片（平行部：直径６．０ｍｍ×標点間距離２５．０ｍｍ）を採取して、ＪＩＳＺ２２４１の要領で引張試験を行い、降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、降伏比（ＹＲ）、伸び（ＥＬ）を測定した。また、参考としてシャルピー衝撃試験をＪＩＳＺ２２４２の要領でＶノッチ試験片（標準試験片 試験片幅１０ｍｍ）を用いて行い、試験温度０℃での吸収エネルギー（ｖＥ０）（３本平均値）と脆性破面率（％）を測定した。
［ＨＡＺ靭性］
ＨＡＺ靭性はエレクトロスラグ溶接部の再現熱サイクル試験で評価した。再現熱サイクルは、スキンプレート材（５０ｍｍ厚）とダイアフラム材（５０ｍｍ厚）を組合せ、溶接入熱が５５０ｋＪ／ｃｍのエレクトロスラグ溶接を行った場合のボンド近傍の熱影響部に相当する熱履歴を模擬した。
ＨＡＺ靭性はエレクトロスラグ溶接部の再現熱サイクル試験で評価した。再現熱サイクルは、スキンプレート材（５０ｍｍ厚）とダイアフラム材（５０ｍｍ厚）を組合せ、溶接入熱が５５０ｋＪ／ｃｍのエレクトロスラグ溶接を行った場合のボンド近傍の熱影響部に相当する熱履歴を模擬した。
各鋼板の圧延方向から採取した１２ｍｍ厚さ×１２ｍｍ幅の角棒状試験片に高周波誘導加熱装置により１４００℃で１秒間保持し８００〜５００℃の冷却時間が５１０秒の熱サイクルを施した。その後、各試験片からＶノッチ試験片（標準試験片 試験片幅１０ｍｍ）を３本採取して、シャルピー衝撃試験を行い、ＪＩＳＺ２２４２の要領で試験温度０℃での吸収エネルギー（ｖＥ０）を測定し、参考までに脆性破面率を求めた。
本発明範囲は、引張強度が５９０ＭＰａ以上で、再現熱サイクルシャルピー衝撃試験における吸収エネルギーの３本の平均が７０Ｊ以上で、個々の最低値が５０Ｊ以上とする。
表１に供試鋼の成分組成を示す。鋼Ａ１からＡ７は本発明例である。Ａ８からＡ３９は成分が本発明の範囲以外の比較例である。鋼Ａ８からＡ２０はＣ（炭素）、Ｆ、Ａ＋Ｆの少なくとも一つが本発明の範囲外の比較例である。鋼Ａ２１からＡ３６はＦおよび／またはＡ＋Ｆの値が本発明の範囲外である。鋼Ａ３７、３８はＣｒ、ＦおよびＡ＋Ｆの値が本発明の範囲外である。鋼Ａ３９はＦおよびＡ＋Ｆの値が範囲外である。
なお、Ｆ＝Ｃｒ＋４Ｓｉ＋２Ｍｏ、Ａ＝Ｍｎ＋０．７Ｎｉ＋１４Ｎｂ、Ａ＋Ｆ＝Ｍｎ＋０．７Ｎｉ＋１４Ｎｂ＋Ｃｒ＋４Ｓｉ＋２Ｍｏで、それぞれ（３）〜（１）式に相当するパラメータである。
なお、Ｆ＝Ｃｒ＋４Ｓｉ＋２Ｍｏ、Ａ＝Ｍｎ＋０．７Ｎｉ＋１４Ｎｂ、Ａ＋Ｆ＝Ｍｎ＋０．７Ｎｉ＋１４Ｎｂ＋Ｃｒ＋４Ｓｉ＋２Ｍｏで、それぞれ（３）〜（１）式に相当するパラメータである。
表２に母材特性（強度、靭性）を示す。鋼Ａ１からＡ７は本発明例である。Ａ８からＡ３９は成分が本発明の範囲以外の比較例である。鋼Ａ１２とＡ１３を除いてはすべて十分な強度を持っているが、比較例は後述するように再現熱サイクルシャルピー衝撃試験によるＨＡＺ靭性が十分でない。
表３に再現熱サイクルシャルピー衝撃試験結果を示す。表から明らかなように本発明例（鋼Ａ１からＡ７）はいずれも吸収エネルギーの３本の平均が７０Ｊ以上、３本の最低値が５０Ｊ以上でＨＡＺ靭性に優れている。しかし、比較例（鋼Ａ８から３９）は、引張強度（ＴＳ）が４５３ＭＰａの鋼Ａ１３以外はいずれもＨＡＺ靭性が劣っている。
Claims (2)
- 鋼組成が、質量％で、Ｃ：０．０２５〜０．０５０％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．９〜２．３％、Ｃｒ：１．０〜４．９％、Ａｌ：０．０５％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％、Ｎｂ：０．０１〜０．０７％、Ｎｉ：２．０％以下（０％を含む）、Ｍｏ：０．０３〜０．１０％未満、下記（１）〜（３）式を満足し、残部鉄および不可避不純物からなる溶接熱影響部の靱性に優れた鋼板。
記
５．５≦Ｍｎ＋０．７Ｎｉ＋１４Ｎｂ＋Ｃｒ＋４Ｓｉ＋２Ｍｏ≦７．０・・・（１）
Ｍｎ＋０．７Ｎｉ＋１４Ｎｂ≧１．０・・・（２）
Ｃｒ＋４Ｓｉ＋２Ｍｏ≧２．９・・・（３）
各式において、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｓｉ、Ｍｏは、それぞれの元素の含有量（質量％）を示す。 - 更に、鋼組成として質量％で、Ｖ：０．０９％以下、Ｃａ：０．００５％以下、Ｃｕ：０．５％以下の一種または二種以上を含有する請求項１記載の溶接熱影響部の靭性に優れた鋼板。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2011152432A JP5720447B2 (ja) | 2011-07-11 | 2011-07-11 | 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼板 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2011152432A JP5720447B2 (ja) | 2011-07-11 | 2011-07-11 | 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼板 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2013019015A true JP2013019015A (ja) | 2013-01-31 |
| JP5720447B2 JP5720447B2 (ja) | 2015-05-20 |
Family
ID=47690729
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2011152432A Active JP5720447B2 (ja) | 2011-07-11 | 2011-07-11 | 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼板 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP5720447B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2016068094A1 (ja) * | 2014-10-28 | 2016-05-06 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 溶接熱影響部の低温靭性に優れる高張力鋼板とその製造方法 |
| JP2017002349A (ja) * | 2015-06-09 | 2017-01-05 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高張力鋼板およびその製造方法 |
Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007277623A (ja) * | 2006-04-05 | 2007-10-25 | Nippon Steel Corp | 溶接性と低温靭性に優れる引張強さ７８０ＭＰａ級高張力厚鋼板の製造方法 |
| WO2009123076A1 (ja) * | 2008-03-31 | 2009-10-08 | 新日本製鐵株式会社 | 溶接継手部の耐再熱脆化性と靭性に優れた耐火鋼材及びその製造方法 |
| JP2010229453A (ja) * | 2009-03-26 | 2010-10-14 | Jfe Steel Corp | １層大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた高強度厚鋼板およびその製造方法 |
| JP2011190481A (ja) * | 2010-03-12 | 2011-09-29 | Jfe Steel Corp | 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼板 |
| JP2012241214A (ja) * | 2011-05-18 | 2012-12-10 | Jfe Steel Corp | 大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた低降伏比高張力鋼材およびその製造方法 |
-
2011
- 2011-07-11 JP JP2011152432A patent/JP5720447B2/ja active Active
Patent Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007277623A (ja) * | 2006-04-05 | 2007-10-25 | Nippon Steel Corp | 溶接性と低温靭性に優れる引張強さ７８０ＭＰａ級高張力厚鋼板の製造方法 |
| WO2009123076A1 (ja) * | 2008-03-31 | 2009-10-08 | 新日本製鐵株式会社 | 溶接継手部の耐再熱脆化性と靭性に優れた耐火鋼材及びその製造方法 |
| JP2010229453A (ja) * | 2009-03-26 | 2010-10-14 | Jfe Steel Corp | １層大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた高強度厚鋼板およびその製造方法 |
| JP2011190481A (ja) * | 2010-03-12 | 2011-09-29 | Jfe Steel Corp | 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼板 |
| JP2012241214A (ja) * | 2011-05-18 | 2012-12-10 | Jfe Steel Corp | 大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた低降伏比高張力鋼材およびその製造方法 |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2016068094A1 (ja) * | 2014-10-28 | 2016-05-06 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 溶接熱影響部の低温靭性に優れる高張力鋼板とその製造方法 |
| JPWO2016068094A1 (ja) * | 2014-10-28 | 2017-04-27 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 溶接熱影響部の低温靭性に優れる高張力鋼板とその製造方法 |
| JP2017002349A (ja) * | 2015-06-09 | 2017-01-05 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高張力鋼板およびその製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP5720447B2 (ja) | 2015-05-20 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP6460292B1 (ja) | 高Ｍｎ鋼およびその製造方法 | |
| JP5079419B2 (ja) | 溶接熱影響部の靱性が優れた溶接構造物用鋼とその製造方法および溶接構造物の製造方法 | |
| JP5076658B2 (ja) | 大入熱溶接用鋼材 | |
| JP2009270194A (ja) | 低温靭性の優れた７８０ＭＰａ級高張力鋼板の製造方法 | |
| JP4926447B2 (ja) | 耐溶接割れ性に優れた高張力鋼の製造方法 | |
| JP2009127069A (ja) | 高靭性ラインパイプ用鋼板およびその製造方法 | |
| JP5493659B2 (ja) | 大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた高強度鋼 | |
| US20190352749A1 (en) | Steel material for high heat input welding | |
| JP4891836B2 (ja) | 大入熱溶接における溶接熱影響部の靭性に優れた鋼板 | |
| JP2009045671A (ja) | 大入熱エレクトロスラグ溶接用ワイヤ | |
| JP4949210B2 (ja) | 溶接熱影響部の靭性が優れた鋼およびその製造方法 | |
| JP5999005B2 (ja) | 溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力鋼板およびその製造方法 | |
| JP4770415B2 (ja) | 溶接性に優れた高張力厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP4652952B2 (ja) | 大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた高張力鋼板 | |
| JP5509945B2 (ja) | 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼板 | |
| JP5720447B2 (ja) | 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼板 | |
| JP4778779B2 (ja) | 溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板 | |
| JP5699798B2 (ja) | 大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた低降伏比高張力鋼材およびその製造方法 | |
| JP5509946B2 (ja) | 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼板 | |
| JP5157657B2 (ja) | 大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた高強度鋼板 | |
| JP5365146B2 (ja) | 大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた鋼板 | |
| JP5552967B2 (ja) | 溶接部の低温靭性に優れる厚肉高張力鋼板およびその製造方法 | |
| JP2005307313A (ja) | 耐震性と溶接性に優れた鋼板の製造方法 | |
| JP5659949B2 (ja) | 溶接熱影響部の靱性に優れた厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP6540545B2 (ja) | 大入熱溶接熱影響部靭性に優れた高強度厚鋼板 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20140220 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20150209 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20150224 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20150309 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 5720447 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |