JP2579842B2 - 圧延ままで靱性に優れ、かつ溶接部靱性に優れた粒内フェライト系形鋼の製造方法 - Google Patents
圧延ままで靱性に優れ、かつ溶接部靱性に優れた粒内フェライト系形鋼の製造方法Info
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Description
て用いられる靱性の優れた圧延形鋼の製造方法に関する
ものである。
どから、柱用に用いられる鋼材、例えば特に板厚の大き
なサイズのH形鋼(以下、極厚H形鋼と称す)には、一
層の高強度化、高靱性化、低降伏比化が求められてい
る。このような要求特性を満たすために、従来は圧延終
了後に焼準処理などの熱処理を施すことが行われた。こ
の熱処理方法では熱処理コストの付加、生産効率の低下
など大幅なコスト上昇を招き、経済性の観点から問題が
あった。この課題を解決するためには圧延ままで高性能
の材質特性を得られるように、新しい合金設計、製造法
の開発が必要となってきた。
形鋼をユニバーサル圧延により製造すると、圧延造形上
の制約およびその形状の特異性からウエブ、フランジ、
フランジとウェブの接点部(以下フィレット部と称す
る)の各部位で圧延仕上げ温度、圧下率、冷却速度に差
を生じる。その結果、強度、延性、靱性がバラツキ、例
えば溶接構造用圧延鋼材(JIS G3106)等の基
準に満たない部位が生じる。特に極厚H形鋼を連続鋳造
スラブを素材として圧延する場合には、連続鋳造設備で
製造可能なスラブ最大厚みに限界があるため低圧下比と
なる。さらに、圧延造形上の制約から板厚の厚いフラン
ジ部は高温圧延となり、圧延終了後の鋼材冷却は徐冷と
なって、ミクロ組織は粗粒化し、厚鋼板分野で行われて
いる制御圧延法によっても細粒化効果はほとんど期待で
きない。
用し、高強度・高靱性鋼を製造する、例えば特公昭62
−50548号公報、特公昭62−54862号公報に
開示された技術が提案されているが、この厚板での従来
技術では溶鋼をAl脱酸しているため、粒内フェライト
生成核として組織の微細化に効果を持つ微細なTi酸化
物、〔Mn・Si〕酸化物などが生成せず、また従来の
連続鋳造法で溶製すると、スラブ中央部において酸化物
個数が減少し、形鋼の全断面内の特にフィレット部の靱
性を向上させるために必要な酸化物個数を得られない場
合が生じた。
脱酸処理を行い、溶鋼の高清浄化、溶存酸素濃度の制御
と凝固直前に脱酸元素をモールド添加する方法を用い
て、多数の微細な酸化物を分散させることにより、上述
したような形鋼特有の圧延条件下においても、オーステ
ナイト粒内から粒内フェライト(以下、IGFと称す)
を生成させ、ミクロ組織の細粒化により、降伏強度(Y
P)が35kgf /mm2 以上で引張強度(TS)50kgf
/mm2 以上の高強度で、且つ0℃における母材および溶
接部の2mmVノッチシャルピー値が3.5kgf-m 以上の
機械特性を有する圧延ままで靱性に優れ、かつ溶接部靱
性に優れた粒内フェライト系形鋼の製造方法を提供する
ことを目的とするものである。
のオーステナイト相からのフェライト変態時にオーステ
ナイト粒内にIGFを生成させ、ミクロ組織を細粒化す
る方法により、高能率で製造コストの安価な形鋼の製造
が可能であると言う知見に基づき前記課題を解決したも
ので、その要旨とするところは下記の通りである。
素Al,Si,Ca,Mgの単独かそれらの合金併用添
加による予備脱酸処理を施し、溶存酸素を重量%で0.
003〜0.015%に溶製後、合金添加により、重量
%でC:0.04〜0.20%、Si:0.05〜0.
50%、Mn:0.8〜1.8%、V:0.05〜0.
20%、N:0.006〜0.015%、Al≦0.0
05%を含み、残部がFeおよび不可避不純物からなる
溶鋼に調整し、さらに連続鋳造モールド内の溶鋼中にT
i−Cu、Ti−Ni、Ti−Fe合金のいずれかを連
続添加して最終脱酸し、重量%でTi:0.005〜
0.030%を含有させると共に、粒子径が0.1〜
3.0μmの範囲内にあるTiを含む酸化物と該酸化物
とTiN、MnSの複合析出物粒子の合計が40〜30
0個/mm2 を含有する鋳片に鋳造し、該鋳片を110
0〜1300℃の温度域に再加熱後、熱間圧延を行い、
750〜1050℃の温度範囲で圧延を終了し、かくし
て前記圧延条件下において前記酸化物粒子を核にしたM
nS、TiN、VNの複合析出によるオーステナイト粒
内からの粒内フェライトの生成によりミクロ組織を細粒
化させることを特徴とする圧延ままで靱性に優れ、かつ
溶接部靱性に優れた粒内フェライト系形鋼の製造方法。
素Al,Si,Ca,Mgの単独かそれらの合金併用添
加による予備脱酸処理を施し、溶存酸素を重量%で0.
003〜0.015%に溶製後、合金添加により、重量
%でC:0.04〜0.20%、Si:0.05〜0.
50%、Mn:0.8〜1.8%、V:0.05〜0.
20%、N:0.006〜0.015%、Al≦0.0
05%を含み、加えてCr≦0.7%、Mo≦0.3
%、Nb≦0.05%、Ni≦1.0%、Cu≦1.0
%の1種または2種以上を含み、残部がFeおよび不可
避不純物からなる溶鋼に調整し、さらに連続鋳造モール
ド内の溶鋼中にTi−Cu、Ti−Ni、Ti−Fe合
金のいずれかを連続添加して最終脱酸し、重量%でT
i:0.005〜0.030%を含有させると共に、粒
子径が0.1〜3.0μmの範囲内にあるTiを含む酸
化物と該酸化物とTiN、MnSの複合析出物粒子の合
計が40〜300個/mm2 を含有する鋳片に鋳造し、
該鋳片を1100〜1300℃の温度域に再加熱後、熱
間圧延を行い、750〜1050℃の温度範囲で圧延を
終了し、かくして前記圧延条件下において前記酸化物粒
子を核にしたMnS、TiN、VNの複合析出によるオ
ーステナイト粒内からの粒内フェライトの生成によりミ
クロ組織を細粒化させることを特徴とする圧延ままで靱
性に優れ、かつ溶接部靱性に優れた粒内フェライト系形
鋼の製造方法。
強度化はフェライト結晶の細粒化、合金元素による
固溶体強化、硬化相による分散強化、微細析出物に
よる析出強化等によって達成される。また、高靱性化は
結晶の細粒化、母相(フェライト)の固溶N,Cの
低減、破壊の発生起点となる硬化相の高炭素マルテン
サイト及び粗大な酸化物、析出物の低減と微細化等によ
り達成される。
し、高強度化と高靱性化は相反する対処が必要である。
両者を同時に満たす冶金因子は唯一、結晶の細粒化であ
る。本発明の特徴は製鋼工程における脱酸を制御するこ
とにより、鋼中に微細な酸化物、硫化物、窒化物などを
分散させ、形鋼の圧延時の制約条件のもとで圧延母材お
よび溶接材の溶接熱影響部において、その析出物を核に
粒内フェライトを生成させ、上記の結晶の細粒化を行
い、母材の材質特性の向上と同時に溶接部靱性を向上さ
せたことである。
の制御と脱酸元素の選択とその添加手順、モールド添加
方法の工夫により、鋼中に微細なTiを含む酸化物粒子
を分散析出させ、それを核に析出させたMnS、Ti
N、VNによるオーステナイト粒内からの粒内フェライ
ト変態の促進効果を活用し、圧延形鋼の製造時の制約下
における低圧下比、高温圧延、徐冷条件下において結晶
の細粒化、即ちフェライトの細粒化を行い、母材の高強
度化と高靱性化を達成するものである。
の融点直下の高温に加熱され粗粒組織を生成し、靱性を
著しく低下する溶接継手熱影響部においても、本発明に
よる鋼中の微細なTiを含む酸化物粒子は高温での熱安
定性に優れ、これらを核に針状のIGFを生成し、組織
の細粒化により溶接部の靱性を向上させるものである。
定理由について述べる。まず、Cは鋼の強度を向上させ
る有効な成分として添加するもので、0.04%未満で
は構造用鋼として必要な強度が得られず、また0.20
%を超える過剰の添加は、母材靱性、耐溶接割れ性、溶
接熱影響部(以下HAZと称す)靱性などを著しく低下
させるので、下限を0.04%、上限を0.20%とし
た。
脱酸などに必要であるが、0.50%を超えるとHAZ
組織内に硬化組織の高炭素マルテンサイトを生成し、溶
接継手部靱性を著しく低下させる。また、0.05%未
満では必要な溶鋼の予備脱酸ができないため、Si含有
量を0.05〜0.50%の範囲に制限した。Mnは母
材の強度、靱性の確保には0.8%以上の添加が必要で
あるが、溶接部の靱性、耐割れ性などの許容できる範囲
で上限を1.8%とした。
による細粒化、析出強化による高強度化のために極めて
重要である。0.05%未満ではVNの析出量が不十分
であり、0.20%を超えると析出量が過剰になり母材
靱性が低下するため、0.05〜0.20%に限定し
た。NはVNの析出には極めて重要な元素であり、0.
006%未満ではVNの析出量が不足し、粒内フェライ
ト組織の十分な生成量が得られないため、0.006%
以上とした。含有量が0.015%を超えると母材靱性
を低下させ、連続鋳造時に鋼片の表面に割れを生じさせ
るため、0.015%以下に限定した。
%を超えて添加すると粒内フェライト変態を促進するT
i含有酸化物、Mn・Si酸化物などが生成されず、靱
性の低下がもたらされるのと、過剰の固溶AlはNと化
合してAlNを生成し、本発明の対象鋼の特徴であるV
Nの析出量を低減させるため0.005%以下に限定し
た。
量について特に限定しないが、凝固偏析による溶接割
れ、靱性の低下を生じるので極力低減すべきであり、望
ましくはP,S量はそれぞれ0.02%未満である。以
上が本発明の対象鋼の基本成分であるが、母材強度の上
昇および母材の靱性向上の目的で、Cr、Mo、Nb、
Ni、Cuの1種または2種以上を含有することができ
る。
の強化に有効である。しかし0.7%を超える過剰の添
加は靱性および硬化性の観点から有害となるため、上限
を0.7%とした。Moは母材強度の確保に有効な元素
であるが、高価であるため0.3%以下に限定した。
05%を超える過剰の添加は靱性および硬化性の観点か
ら有害となるため0.05%以下とした。Niは母材の
強靱性を高める極めて有効な元素であるが、1.0%を
超す添加は合金コストを増加させ経済的でないので、上
限を1.0%とした。Cuは母材の強化、耐候性に有効
な元素であるが、応力除去焼鈍による焼戻し脆性、耐溶
接割れ性、熱間加工割れなどを考慮して、上限を1.0
%とした。
i、Ca、Mgの純金属かそれらの合金添加との併用に
よる予備脱酸処理は、溶鉄を高清浄化すると同時に溶存
酸素を重量%で0.003〜0.015%に制御するた
めに極めて重要な処理である。溶鉄の高清浄化が不十分
で溶鋼中に粗大な酸化物が残存すると、それを核生成サ
イトとして、Ti添加により生成する粒内フェライト生
成に効果を持つ微細な二次脱酸酸化物が付着、凝集して
粗大酸化物を形成し、その個数の減少と粗大酸化物の存
在により靱性低下をもたらす。さらに予備脱酸後の
〔O〕濃度が0.003%未満では粒内フェライト変態
を促進するTi含有酸化物などの粒内フェライト生成核
が減少し、組織の細粒化ができず、靱性を向上できな
い。一方、0.015%を超える場合は、他の条件を満
たしていても、酸化物が粗粒化して脆性破壊の起点とな
り、靱性を低下させるため、予備脱酸後の〔O〕濃度を
重量%で0.003〜0.015%に限定した。
Si、Ca、Mg脱酸などを選択したのは、真空脱ガス
処理は直接溶鋼中の酸素をガスおよびCOガスとして除
去し、またAl、Si、Ca、Mgなどの強脱酸により
生成する酸化物系介在物は浮上、除去し易いため、溶鋼
の清浄化に極めて効果的であることから採用した。Ti
は溶鋼の最終脱酸に際して添加するものであり、Ti含
有酸化物とTi窒化物の形成に必須の元素である。0.
005%未満では必要とするTi含有酸化物とTi窒化
物量が得られず、IGF生成量が低減するため0.00
5%以上の添加が必要である。一方、0.030%超の
添加は本発明対象鋼の特徴であるVNの析出量を低減さ
せ、過剰なTi炭化物の析出をともない、析出硬化によ
り硬さを上昇させ靱性低下をもたらすため、0.030
%以下とした。
て組織を細粒化しHAZ靱性を向上させる基となるIG
F核析出物について以下に説明する。IGFは主に粒子
径が0.1〜3.0μmの範囲内にあるTiを含有する
酸化物および該酸化物とTiN、MnSの複合析出物粒
子から生成する。粒子径が0.1μm未満ではIGF生
成効果は極めて弱く、また3.0μm超になるとIGF
生成能は有するものの、それ自身が破壊の発生箇所とな
り易くなり、靱性の低下をもたらす。
は、Ti含有酸化物及び該酸化物とTiN、MnSの複
合析出物粒子数が少ないと、母材およびHAZ部におい
て十分にIGFを生成させることができないので、それ
らの合計で40個/mm2 以上存在させることが必要であ
る。これらの粒子数の増加にともないIGFの個数も増
加するが、粒子数の合計で300個/mm2 を超える過剰
な存在は、母材および溶接部の靱性低下を招く傾向があ
るので、これら粒子数の上限は300個/mm2 でなけれ
ばならない。
i含有酸化物を増加させるためには、二次脱酸生成物に
加え、溶鋼段階で析出する微細な一次脱酸Ti含有酸化
物を活用しなければならない。従って、最終脱酸として
のTi添加後、できる限り短時間に出鋼、凝固させる必
要がある。それには連続鋳造においてTiをモールド添
加する方法が最も有効であり、その方法について説明す
る。
添加したTiは溶鋼中に、できる限り短時間に均一拡散
させる必要がある。それには融点の低いTi合金が有効
であり、加工性、経済性を加味し、選択した結果、Ti
−Cu、Ti−Ni、Ti−Fe合金が優れていること
が判明した。その各々の合金の主組成は重量%でTi:
30〜60%、残部はCu、Ti:30〜80%、残部
はNi、Ti:40〜75%、残部はFeからなるもの
で、何れも純Tiに比べ低融点の合金である。添加手段
はこれらの合金をワイヤーもしくは粒状に加工し、連続
してモールド添加すればよい。
域に規制したのは、熱間加工による形鋼の製造には塑性
変形を容易にするため1100℃以上の加熱が必要であ
り、且つV,Nbなどの元素を十分に固溶させる必要が
あるため再加熱温度の下限を1100℃とした。その上
限は加熱炉の性能、経済性から1300℃とした。熱間
加工終了温度を750〜1050℃としたのは、低温圧
延ほど靱性は向上するが、形鋼の造形上750℃未満で
の加工は困難であり、また1050℃を超えての加工は
粗粒組織を形成し、靱性が低下するためである。
示す。
Al,Si,Ca,Mgの合金を添加して予備脱酸処理
を行い、さらに連続鋳造のモールドでTi合金を連続的
に添加し、250〜300mm厚鋳片に鋳造した後、圧延
造形によりフランジ厚み毎に表1に示す種々の寸法のH
形鋼を製造した。
2 の中心部(1/2・t2 )でフランジ幅全長Bの1/
4、1/2幅(1/4B,1/2B)から試験片を採取
して求めた。溶接継手シャルピー試験片は図2、図3に
示すフランジの板厚中心部(1/2・t2 )で幅全長の
1/4幅(1/4B)から採取した。なお、これらの箇
所の特性を求めたのはフランジ1/4F部はH形鋼のほ
ぼ平均的な機械特性を示し、フランジ1/2F部はその
特性が最も低下するため、この2箇所によりH形鋼の機
械試験特性を代表できると判断したためである。
型開先(図3)による多層潜孤溶接を行い、2mmVノッ
チシャルピー試験により評価した。溶接は電流700
A,電圧32V,溶接速度30cm/min ,入熱量45kJ
/cmの1電極潜孤溶接である。表2、表3(表2つづ
き)は試作鋼の化学成分、表4、表5(表4つづき)は
圧延条件および機械試験特性を示す。
た。その理由は、一般的に加熱温度の低下により機械特
性を向上させることは周知であり、高温加熱条件は機械
特性の最低値を示すと推定され、この値がそれ以下の加
熱温度での特性を代表できると判断したためである。表
4、表5に示すように、本発明による鋼1〜10の形鋼
は圧延仕上げ温度、圧下率、フランジ板厚(冷却速度)
の変化に対して、目標の母材強度(前記JISG310
6)と0℃でのシャルピー値3.5kgf-m 以上を十分に
満たしている。さらに、溶接継手・HAZ部の0℃での
シャルピー値も3.5kgf-m 以上を十分に満たしてい
る。
は満たすものの、フランジ1/2部のおよび溶接継手・
HAZ部の靱性が著しく低下し、目標値を達成できな
い。それはAl脱酸処理とTiモールド添加処理の欠
如、V,Nの無添加および添加量不足から、IGF核生
成サイトとして働く微細酸化物+MnS+TiN+VN
の個数が不足し、IGFが生成せず、細粒化による靱性
改善ができないためである。
に、表4、表5に示される形鋼1〜10のように、圧延
形鋼の機械試験特性を最も満たしにくいフランジ板厚1
/2、幅1/2部においても十分な強度を有し、優れた
靱性を持つ溶接部靱性の優れた圧延形鋼の製造が可能に
なる。なお、本発明が対象とする圧延形鋼は上記実施例
のH形鋼に限らず、I形鋼、山形鋼、溝形鋼、不等辺不
等厚山形鋼等のフランジを有する形鋼にも適用できるこ
とは勿論である。
しにくいフランジ板厚1/2、幅1/2部においても十
分な強度を有し、優れた母材靱性及び溶接部靱性を持つ
形鋼を圧延ままで製造することが可能になり、大型建造
物の信頼性向上、安全性の確保、経済性等の産業上の効
果は極めて顕著なものがある。
位置を示す図である。
の概略説明図である。
の概略説明図である。
Claims (2)
- 【請求項1】 溶鉄に真空脱ガス処理および脱酸元素A
l,Si,Ca,Mgの単独かそれらの合金併用添加に
よる予備脱酸処理を施し、溶存酸素を重量%で0.00
3〜0.015%に溶製後、合金添加により、重量%で
C:0.04〜0.20%、Si:0.05〜0.50
%、Mn:0.8〜1.8%、V:0.05〜0.20
%、N:0.006〜0.015%、Al≦0.005
%を含み、残部がFeおよび不可避不純物からなる溶鋼
に調整し、さらに連続鋳造モールド内の溶鋼中にTi−
Cu、Ti−Ni、Ti−Fe合金のいずれかを連続添
加して最終脱酸し、重量%でTi:0.005〜0.0
30%を含有させると共に、粒子径が0.1〜3.0μ
mの範囲内にあるTiを含む酸化物と該酸化物とTi
N、MnSの複合析出物粒子の合計が40〜300個/
mm2 を含有する鋳片に鋳造し、該鋳片を1100〜1
300℃の温度域に再加熱後、熱間圧延を行い、750
〜1050℃の温度範囲で圧延を終了し、かくして前記
圧延条件下において前記酸化物粒子を核にしたMnS、
TiN、VNの複合析出によるオーステナイト粒内から
の粒内フェライトの生成によりミクロ組織を細粒化させ
ることを特徴とする圧延ままで靱性に優れ、かつ溶接部
靱性に優れた粒内フェライト系形鋼の製造方法。 - 【請求項2】 溶鉄に真空脱ガス処理および脱酸元素A
l,Si,Ca,Mgの単独かそれらの合金併用添加に
よる予備脱酸処理を施し、溶存酸素を重量%で0.00
3〜0.015%に溶製後、合金添加により、重量%で
C:0.04〜0.20%、Si:0.05〜0.50
%、Mn:0.8〜1.8%、V:0.05〜0.20
%、N:0.006〜0.015%、Al≦0.005
%を含み、加えてCr≦0.7%、Mo≦0.3%、N
b≦0.05%、Ni≦1.0%、Cu≦1.0%の1
種または2種以上を含み、残部がFeおよび不可避不純
物からなる溶鋼に調整し、さらに連続鋳造モールド内の
溶鋼中にTi−Cu、Ti−Ni、Ti−Fe合金のい
ずれかを連続添加して最終脱酸し、重量%でTi:0.
005〜0.030%を含有させると共に、粒子径が
0.1〜3.0μmの範囲内にあるTiを含む酸化物と
該酸化物とTiN、MnSの複合析出物粒子の合計が4
0〜300個/mm2 を含有する鋳片に鋳造し、該鋳片
を1100〜1300℃の温度域に再加熱後、熱間圧延
を行い、750〜1050℃の温度範囲で圧延を終了
し、かくして前記圧延条件下において前記酸化物粒子を
核にしたMnS、TiN、VNの複合析出によるオース
テナイト粒内からの粒内フェライトの生成によりミクロ
組織を細粒化させることを特徴とする圧延ままで靱性に
優れ、かつ溶接部靱性に優れた粒内フェライト系形鋼の
製造方法。
Priority Applications (1)
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---|---|---|---|
JP3043856A JP2579842B2 (ja) | 1991-03-08 | 1991-03-08 | 圧延ままで靱性に優れ、かつ溶接部靱性に優れた粒内フェライト系形鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP3043856A JP2579842B2 (ja) | 1991-03-08 | 1991-03-08 | 圧延ままで靱性に優れ、かつ溶接部靱性に優れた粒内フェライト系形鋼の製造方法 |
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JPH04279248A JPH04279248A (ja) | 1992-10-05 |
JP2579842B2 true JP2579842B2 (ja) | 1997-02-12 |
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JP3043856A Expired - Lifetime JP2579842B2 (ja) | 1991-03-08 | 1991-03-08 | 圧延ままで靱性に優れ、かつ溶接部靱性に優れた粒内フェライト系形鋼の製造方法 |
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JPH0642979B2 (ja) * | 1989-02-20 | 1994-06-08 | 新日本製鐵株式会社 | チタン酸化物を含有する溶接・低温用高張力鋼の製造法 |
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