JP4610351B2 - 耐ガス切断割れ性および大入熱溶接継手靭性に優れ且つ音響異方性の小さい低降伏比高張力鋼板の製造方法 - Google Patents
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Description
(1)予熱低減要求に対しては、溶接低温割れ感受性組成(PCM)の低減、
(2)大入熱溶接の適用に対しては、入熱量の増大に耐えうる溶接継手部全部位の高靭 性化、
(3)溶接継手部への超音波探傷試験(UT)への適用に対しては、斜角UTに用いら れる横波の鋼材とSTB試験片での音速比が、例えば、板厚25mm超え、公称屈
折角度70°で探傷する場合においては、V/VSTB0.995〜1.015の範囲
内にあることによって音響異方性が小さいこと(日本建築学会における鋼構造建築
溶接部の超音波検査基準の定義に従う)、
(4)地震に対する終局耐力設計の適用に対しては、降伏比(降伏点/引張強さ×10 0%)が小さいこと(即ち、塑性変形能が高いこと)が要求されると共に(建築用
途の場合、80%以下)、使用される鋼材の板厚・引張強さについても厚肉・高強
度化(最大100mm厚で、建築用途の場合、590MPa以上、橋梁の場合、
570MPa以上)されつつある。
「日本鋼管技報」No.122(1988)、第5〜10頁
[Ti]×14.0/47.9−0.001≦[N]≦[Ti]×14.0/47.9+[B]×14.0/10.8 ‥(1)
但し、[Ti],[N],および[B]は、夫々Ti,NiおよびBの含有量(質量%)を示す。
CEN=[C]+A(c)・[[Si]/24+[Mn]/6+[Cu]/15+[Ni]/20+([Cr]+[V])/5+5[B]] ‥(2)
但し、A(c)= 0.75+0.25・tanh[20([C]-0.12)]であり、[C],[Si],[Mn],[Cu],[Ni],[Cr],[V]および[B]は、夫々C,Si,Mn,Cu,Ni,Cr,VおよびBの含有量(質量%)を示す。
t(℃)=887+464[C]+(732×[V]-230×√[V])+890×[Ti]+363[sol.Al]-357×[Si]
‥(3)
本発明の製造方法においては、圧延を終了した後、オンラインレベラー矯正を行うことも有用である。
Cは低温ベイナイトを形成させて高張力鋼の強度と低降伏比の確保に有効な元素であり、そのためには0.015%以上含有させる必要がある。しかしながら、Cを過剰に含有させると、高冷却速度側でマルテンサイト相を形成して耐溶接低温割れ性を劣化させると共に、大入熱溶接HAZで島状マルテンサイト相を増大させて靭性を劣化させることになる。こうしたことから、その上限は0.045%とする必要がある。尚、母材強度と大入熱溶接HAZ靭性の両立の観点から、好ましい下限は0.02%であり、好ましい上限は0.04%である。
Siは脱酸剤および強化元素として有効な元素であるが、過剰に含有させると大入熱溶接HAZでの島状マルテンサイト相を増加させて靭性を劣化させる。こうしたことから、その上限を0.4%とし、また含有量はできるだけ少ない方が良いことからその下限を0%とする。Siを含まない場合には、脱酸はMn,Al,Ti等で任意に代替可能である。尚、Si含有量の好ましい上限は0.3%である。
Mnはフェライト変態を低温,長時間側に移行させ、低温で上部ベイナイト相を形成させて強化するのに有効な元素である。そのためにはMnは0.8%以上含有させる必要がある。しかしながらMnを過剰に含有させると、母材および大入熱溶接HAZの靭性の劣化および耐溶接低温割れ性の劣化を引き起こすので、上限を1.6%とする。Mn含有量の好ましい下限は1.0%であり、好ましい上限は1.5%である。
Crは焼入性を向上させることによって、低温での上部ベイナイト相の形成および同一強度レベル比較での降伏比の低減に有効な元素である。また、大入熱溶接HAZのフェライト変態を低温,長時間側に移行させるため、低温でベイナイト相を形成させ易くして靭性向上に有効である。こうした効果を発揮させるために、Crは0.5%以上含有させる必要がある。しかしながら、Crを過剰に含有させると大入熱溶接HAZでの島状マルテンサイト相の増大を招くことから、その上限は1.3%とする必要がある。尚、Cr含有量の好ましい下限は0.6%であり、好ましい上限は1.1%である。
sol.Al(可溶性Al)は脱酸に有効な元素であるが、大入熱溶接HAZでTiオキサイドを核とする粒内のベイナイトを形成させることで靭性を向上させるには、含有量はできるだけ少ない方がよく、下限を0%とする。その場合の脱酸はMn,Si,Ti等で任意に代替可能である。またsol.Alは、TiによるN固定を補うことによって母材の焼入性確保に有効に作用するが、過剰に含有されると非金属介在物を増加させて靭性劣化を招くことになる。こうしたことから、sol.Alを含有させるときにはその上限を0.08%とする必要がある。尚、sol.Alの好ましい上限は0.06%程度である。
Bは焼入性を向上させて低冷却速度でもフェライト変態を抑制し、低温域でのベイナイトの生成を促進するため、母材強度の向上に有効である。また大入熱溶接HAZにおいて、固溶Bが旧オーステナイト粒界に偏析すると共に、残部のBNとなったものは粒界に析出して粒内ベイナイト変態核として作用するため、粒界フェライト相の生成が抑制されて靭性向上に有効に作用する。そのためには、Bは0.0004%以上含有させる必要がある。しかしながら、Bが過剰に含有されると鋼の焼入性が高くなり過ぎて、島状マルテンサイト相を増加させ、母材および大入熱溶接HAZの靭性を劣化させると共に、耐溶接低温割れ性を劣化させる。こうしたことから、B含有量の上限は0.003%とする必要がある。尚、B含有量の好ましい下限は0.006%、好ましい上限は0.002%である。
Cuは固溶強化およびε−Cu相のクラスターの析出により、母材の強度を向上させるのに有効な元素である。これらの効果を発揮させるためには、Cuは0.5%以上含有させる必要がある。しかしながら、Cuを過剰に含有させると、ガス切断面にCu濃縮相を形成し、熱膨張時に旧オーステナイト粒界に侵入して割れを誘発させることから、その上限を0.95%とする。Cu含有量の好ましい下限は0.7%であり、好ましい上限は0.9%である。
Niは、焼入性を向上させると共に、母材および大入熱溶接HAZの基地の靭性を向上させる元素であり、これらの効果を作用させるには、0.7%以上含有させる必要がある。しかしながら、Niを過剰に含有させると、焼入性が高くなり過ぎて島状マルテンサイト相が増加して靭性劣化を招くばかりか不経済でもあるので、その上限を5%とする。尚、Ni含有量の好ましい下限は0.9%であり、好ましい上限は3%である。
本発明の高張力鋼においては、Ni含有量[Ni]とCuの含有量[Cu]の比[Ni]/[Cu]で1以上とする必要がある。こうした要件を満足させることによって、ガス切断面に濃縮するCu−Ni合金相の融点を高温化でき、高温割れを防止できる。
Tiは固溶NをTiNとして固定して固溶B量を増加させ、母材の焼入性を向上させるのに有効な元素である。またTi脱酸でTi酸化物を生成させる場合には、大入熱溶接HAZにおいて粒内ベイナイト相の生成核として作用して靭性を向上させる。こうした効果を発揮させるためには、Ti含有量は0.005%以上とする必要がある。しかしながら、Tiを過剰に含有させるとTiCの析出によって母材およびHAZの靭性を劣化させるので、その上限を0.03%とする。尚、Ti含有量の好ましい下限は0.008%であり、好ましい上限は0.02%である。
大入熱溶接HAZにおいて靭性を高位に確保するためには、旧オーステナイト粒内にTiNを微細析出させること、およびBNを複合的に析出させることで、粒内ベイナイトの生成核となすことが有効である。こうした観点から、N含有量の下限を(Tiの化学量論的当量)−0.001%とし、その上限をTiとBの化学量論的当量の総量とした。これを超えると、固溶NによるHAZの靭性劣化や母材の焼入性低下を惹き起こすことになる。
Nbは固溶して焼入性を向上させるが、大入熱溶接HAZにおいて旧オーステナイト粒内に板状の粗大な上部ベイナイト相を形成させ、結晶方位が揃うことになるので破壊経路の障壁とならず、靭性を大きく劣化させる。こうした観点から、本発明の高張力鋼においては実質的に含有しないことが必要である。尚、「実質的に含まない」とは、不純物程度(例えば、0.005%以下)として混入することは許容する趣旨である。
Moは焼入性を向上させて強度向上に有効な元素であるが、Ar3変態点を上昇させて大入熱溶接HAZで高温ベイナイト相や島状マルテンサイト相の生成を促進させて靭性を劣化させる。こうした観点から、本発明の高張力鋼においては実質的に含有しないことが必要である。尚、「実質的に含まない」とは、不純物程度(例えば、0.05%以下)として混入することは許容する趣旨である。
上記(2)式で規定されるCENは、溶接HAZの硬化性を表現する炭素当量である。このCENの値が0.27%未満では、厚肉材で引張強さ590MPa級を満足できなくなる。またCENの値が0.33%を超えると、耐溶接低温割れ性が劣化して、予熱が必要となるばかりでなく、島状マルテンサイト相が増加して大入熱溶接HAZの靭性が低位となり、入熱100KJ/mmで目標とする平均vE0:70Jを安定して確保することが困難となる。よって、本発明の高張力鋼においては、上記(2)式で規定されるCEN値が0.27〜0.33%の範囲内とする必要がある。CEN値の好ましい下限は0.28%であり、好ましい上限は0.32%である。
CEN=[C]+A(c)・[[Si]/24+[Mn]/6+[Cu]/15+[Ni]/20+([Cr]+[Mo]+[Nb]+[V])/5+5[B]]
‥(4)
但し、A(c)= 0.75+0.25・tanh[20([C]-0.12)]であり、[C],[Si],[Mn],[Cu],[Ni],[Cr],[Mo],[Nb],[V]および[B]は、夫々C,Si,Mn,Cu,Ni,Cr,Mo,Nb,VおよびBの含有量(質量%)を示す。
Vは母材強度の向上に有効な元素である。こうした効果を発揮させるためには、Vは0.005%以上含有させることが好ましいが、0.10%を超えて過剰に含有させると大入熱溶接HAZ靭性が低下することになる。尚、V含有量のより好ましい下限は0.03であり、より好ましい上限は0.06%である。
CaはSをCaSとして固定すると共に、粒状の非金属介在物として形態を制御することにより、板厚中央部に存在するS偏析部に柱角継手溶接時に発生するZ方向引張応力が作用する場合においても、絞りおよび靭性を向上させて、偏析部からの破壊を防止するのに有効である。また、[O]と化合してCaOとして、大入熱溶接後のベイナイト変態の核を旧オーステナイト粒内に分散させて、ベイナイトブロックサイズを微細化させて大入熱HAZ靭性を向上させる作用も発揮する。これらの効果を発揮させるためには、Caは0.0005%以上含有させることが好ましいが、0.01%を超えて過剰に含有させてもその効果は飽和するばかりか、母材の靭性が却って劣化する。尚、Ca含有量のより好ましい下限は0.01%であり、より好ましい上限は0.05%である。
LaおよびCeは希土類元素(REM)の1種であり、硫化物としてSを固定し、偏析部の絞りおよび靭性を向上させるのに有効に作用する。またCeとMgは、大入熱溶接後の冷却時において、CeO2やMgOの低融点酸化物を旧オーステナイト粒内に析出させて、それを核にベイナイト変態するため、ベイナイトブロックを微細化させて、破壊経路を複雑化させることにより、大入熱溶接HAZ靭性を向上させる。La,Ce,Mgが上記各下限よりも少ない場合にはこれらの効果が発揮されず、上限よりも多くなると過剰な非金属介在物の存在により、母材靭性を却って劣化させることになる。より好ましい下限は夫々La:0.002%、Ce:0.005%、Mg:0.001%であり、より好ましい上限は夫々La:0.01%、Ce:0.002%、Mg:0.0020%である。
スラブ加熱温度については、1300℃を超えると、旧オーステナイト粒の粗大化を引き起こし、靭性を劣化させる。これに対して、スラブ加熱温度が950℃未満になると、スラブの含まれるBN析出物を完全に解離することができず、圧延後の直接焼入れ時におけるBのオーステナイト粒界偏析量が減少するので、焼入れ性が著しく低下する。こうしたことから、スラブ加熱温度は、950〜1300℃の温度範囲とする必要がある。
圧延温度域が前記オーステナイト未再結晶化温度t(℃)以下となると、圧延方向に伸長した(100)面に平行な加工組織が形成され、冷却、焼戻し後においてもそれが残存するために、鋼板の靭性レベルを低下させると共に、圧延方向と圧延方向に直交する方向において、音響異方性が発現することになる。従って、オーステナイト未再結晶化温度t以下での圧下率(累積圧延率)はできるだけ小さくする必要があり、こうした趣旨からしてなるので、累積圧下率を60%以下とする必要がある。尚、このときの累積圧下率の下限については上記趣旨からして0%(即ち、上記温度域では圧延を行わない)をも含むものである。
t(℃)=887+464[C]+(6445[Nb]-644√[Nb])+(732×[V]-230×√[V])+890×
[Ti]+363[sol.Al]-357×[Si] ‥(5)
但し、[C],[Nb],[V],[Ti],[sol. Al]および[Si]は、夫々C,Nb,V,Ti,sol.AlおよびSiの含有量(質量%)を示す。
圧延終了後の冷却条件については、冷却開始温度が780℃未満の場合、或いは冷却速度が3℃/秒未満の場合には、連続冷却変態図におけるフェライトノーズを通過することによって、冷却後において初析フェライト相と粗大なベイナイト相を含むミクロ組織が形成されて、母材の強度、靭性が低下することになる。また、冷却停止温度が300℃を上回る場合には、ベイナイト相でも微細化が図れないため、強度、靭性が低位なものとなる。こうしたことから、圧延終了後の圧延条件としては、780℃以上の温度から3℃/秒以上の冷却速度で300℃以下になるまで直接焼入れ(DQ)を行う必要がある。尚、「直接焼入れ」とは、圧延終了後の熱片をオンライン上で焼入れする処理を意味する。
冷却後の再加熱焼入れについては、840℃を超える再加熱温度域ではオーステナイト化が過度に進む結果、焼入れ組織もベイナイト相の分率が過多となり、島状マルテンサイト相が多くなって、降伏比が目標とする80%を超えてしまうことになる。一方、再加熱温度が760℃未満になると、再加熱でのオーステナイト化が十分でないので、ベイナイト相の微細化が図れず、島状マルテンサイト相も過小となることから、強度が低位なものとなる。また、再加熱温度が760〜840℃の温度範囲であっても、焼きならしでは低位な強度しか得られないので、焼入れをする必要がある。
再加熱焼入れ後の焼戻し温度については、550℃を超える温度となると転位密度の減少によって強度が低下し、450℃未満の温度となるとCu析出が十分でなくなって、降伏強度が低位となる。こうしたことから、再加熱焼入れ後の焼戻し温度は450〜550℃の範囲とする必要がある。
向の平均粒径比):1.0〜1.2
板厚方向断面における旧オーステナイト粒径のアスペクト比(主圧延方向の平均粒径/板厚方向の平均粒径)が1.2を超えると、結晶方位が特定の方向に配向した、いわゆる集合組織が多く形成されるため,音響異方性が「日本建築学会の鋼構造建築溶接部の超音波検査規準」にある付則表1にあるSTBとの音速比がないと判定される範囲(例えば、板厚25mm超えを公称屈折角70°の探触子で探傷する場合、0.995≦V/VSTB≦1.015)を超えることになり、超音波探傷試験で欠陥位置を正しく表示できなくなり、施工上問題となる。従って、旧オーステナイトの平均アスペクト比(主圧延方向の平均粒径/板厚方向の平均粒径)は1.0から1.2までの範囲に制御することが好ましい。より好ましくは、平均アスペクトを1.0〜1.1の範囲内とするのが良い。
本発明に係る高張力鋼において、低CENで降伏比(降伏強度/引張強度×100%)が耐震設計の観点から建築の主要部材に要求される降伏比80%以下を具備させるには、ベイナイト相の基地に、より硬質の島状マルテンサイト相を微細分散させることが好ましい。島状マルテンサイト相の分散率が0.5体積%未満の場合には、降伏比が80%を超えることになる。一方、島状マルテンサイト相の分散率が3.5体積%を超える場合には、降伏比が80%以下となるものの、母材の靭性が低位となる。従って、島状マルテンサイト相を0.5〜3.5体積%とすることが好ましい。より好ましくは1〜3体積%とするのが良い。また低CENで引張強さ:590MPa以上を確保するには、ベイナイト相を基地として、時効によるε−Cu相の析出強化を加える必要がある。ε−Cu相のクラスターが4×1020個/m3未満で分散するとベイナイト地であっても引張強度が不足する。一方、ε−Cu相のクラスターが26×1020個/m3を超えて存在すると靭性が劣化する傾向を呈するようになると共に、ガス切断時に低融点のCu合金を多量に形成するようになってガス切断面に粒界割れを引き起こす。従って、ベイナイト地にε−Cu相のクラスターを4×1020〜26×1020個/m3分散させることが好ましい。より好ましくは7×1020〜22×1020個/m3である。
主圧延方向の板厚断面における旧オーステナイト粒界は、(5ml塩酸+1gピクリン酸+100mlエタノール)からなる腐食液を用いて現出させ、主圧延方向の平均粒径と板厚方向の平均粒径を測定して、それらの比を平均アスペクト比として求めた。
島状マルテンサイト相は、主圧延方向および主圧延方向に直角方向の板厚断面を、レペラー試薬を用いて現出させて撮影し、画像解析装置によって分率(体積率)を算出した。
ε−Cu相のクラスターについては、板厚断面から薄膜を採取して、分析電子顕微鏡を用いて、ε−Cu相の固定および本クラスター分布の撮影を行ない、画像解析装置によって単位面積当りの個数を算出した。
鉄骨製作過程において鋼板切断に汎用されるLPガスの板厚に応じた適正切断条件(例えば、100mm厚の場合、#5火口)で酸素圧:0.6MPa(6kgf/cm2)、LPガス圧:0.06MPa(0.6kgf/cm2)、切断速度:210mm/分で切断した後、切断面に直角な方向の断面を光学顕微鏡観察して、切断表面からの最大割れ深さを測定した。割れ無しを合格とした。
日本建築学会の鋼構造建築溶接部の超音波検査規準に定義されたSTB音速比(V/VSTB)を主圧延方向(L方向)および主圧延方向に直角方向(C方向)について測定し、付則表1に従ってSTBとの音速差の有無の判定を行った。付則表1のV/VSTBの範囲を合格とした。例えば板厚:25mm超えを公称屈折角度70°の探傷子で探傷する場合、0.995≦V/VSTB≦1.015を音響異方性がないものと判定した。
鋼板のt/4(tは板厚)からC方向にJIS Z 22014号試験片を採取してJIS Z 2241の要領で引張試験を行ない、降伏強度(0.2%耐力:σ0.2)、引張強度(TS)、降伏比(降伏強度/引張強度×100%:YR)を測定した。降伏強度:440〜540MPa、引張強度:590〜740MPaおよび降伏比:80%以下を合格とした。
鋼板のt/4からL方向にJIS Z 2202 4号試験片を採取してJIS Z 2242に準拠して衝撃試験を行ない、破面遷移温度(vTrs)を測定した。vTrsが−20℃以下を目標として合格とした。
JIS Z 3158のy形溶接割れ試験法に従い、入熱量:1.7KJ/mmで被覆アーク溶接を行ない、ルート割れ防止予熱温度を測定した。25℃以下を合格とした。
入熱量100KJ/mmのエレクトロスラグ溶接により、柱・ダイアフラム溶接継手を作製して、柱(スキンプレート)側から、吸収エネルギーが最も低位となることが多いとされるボンド+0.5mm位置にZ−T方向の切欠きを入れたシャルピー衝撃試験片(JIS Z 2204 4号)をn=3で採取し、0℃における平均衝撃吸収エネルギーvE0を求めた。平均70J以上を合格とした。尚、実験No.74,98のエレクトロスラグ溶接継手のみダイアフラム材には、40mm厚のSN490B(0.16%C−0.34%Si−1.34%Mn−0.034%V系鋼)を使用した。
側に変化させたものである(表2の鋼種P1〜R1)。Ni量が5%を超えた実験No.47のものでは(鋼種R1)、母材靭性および耐溶接低温割れ性に劣っている。
Claims (5)
- C:0.015〜0.045%(質量%の意味、以下同じ)、Si:0.4%以下(0%を含む)、Mn:0.8〜1.6%、Cr:0.5〜1.3%、sol.Al:0.08%以下(0%を含む)、B:0.0004〜0.003%、Cu:0.5〜0.95%、Ni:0.7〜5.0%(但し、Ni含有量[Ni]とCu含有量[Cu]の比[Ni]/[Cu]≧1)、Ti:0.005〜0.03%および下記(1)式を満足するNを夫々含有すると共に、Nb:0.005%以下、Mo:0.05%以下であり、残部はFeおよび不可避不純物からなり、且つ下記(2)式で示されるCEN値が0.27〜0.33%の範囲内にある化学成分組成を有する鋼素材を、950〜1300℃の温度範囲に加熱し、次いで下記(3)式で示されるオーステナイト未再結晶化温度t(℃)以下の温度範囲での累積圧下率を60%以下として、(オーステナイト未再結晶化温度t−80℃)以上、1100℃以下で圧延を終了した後、780℃以上の温度から3℃/秒以上の冷却速度で300℃以下になるまで直接焼入れを行い、引き続き760〜840℃の温度範囲において再加熱度焼入れを行った後、450〜550℃の温度範囲にて焼き戻すことを特徴とする耐ガス切断割れ性および大入熱溶接継手靭性に優れ且つ音響異方性の小さい低降伏比高張力鋼板の製造方法。
[Ti]×14.0/47.9−0.001≦[N]≦[Ti]×14.0/47.9+[B]×14.0/10.8 ‥(1)
但し、[Ti],[N],および[B]は、夫々Ti,NiおよびBの含有量(質量%)を示す。
CEN=[C]+A(c)・[[Si]/24+[Mn]/6+[Cu]/15+[Ni]/20+([Cr]+[V])/5+5[B]] ‥(2)
但し、A(c)= 0.75+0.25・tanh[20([C]-0.12)]であり、[C],[Si],[Mn],[Cu],[Ni],[Cr],[V]および[B]は、夫々C,Si,Mn,Cu,Ni,Cr,VおよびBの含有量(質量%)を示す。
t(℃)=887+464[C]+(732×[V]-230×√[V])+890×[Ti]+363[sol.Al]-357×[Si]
‥(3)
但し、[C],[V],[Ti],[sol. Al]および[Si]は、夫々C,V,Ti,sol.AlおよびSiの含有量(質量%)を示す。 - 圧延を終了した後、オンラインレベラー矯正を行う請求項1に記載の低降伏比高張力鋼板の製造方法。
- 更に、V:0.005〜0.10%を含有する鋼素材を用いるものである請求項1または2に記載の低降伏比高張力鋼板の製造方法。
- 更に、Ca:0.0005〜0.01%を含有する鋼素材を用いるものである請求項1〜3のいずれかに記載の低降伏比高張力鋼板の製造方法。
- 更に、La:0.002〜0.02%,Ce:0.0003〜0.0050%およびMg:0.0005〜0.0030%よりなる群から選ばれる1種または2種以上を含有する鋼素材を用いるものである請求項1〜4のいずれかに記載の低降伏比高張力鋼板の製造方法。
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JP2002053912A (ja) * | 2000-08-01 | 2002-02-19 | Kobe Steel Ltd | 音響異方性が小さく溶接性に優れた非調質型低降伏比高張力鋼板の製造方法 |
JP2005036295A (ja) * | 2003-07-17 | 2005-02-10 | Kobe Steel Ltd | 耐ガス切断割れ性および大入熱溶接継手靭性に優れ且つ音響異方性の小さい低降伏比高張力鋼板 |
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