JP5369639B2 - 溶接熱影響部靭性と耐hic特性に優れた高強度鋼材およびその製造方法 - Google Patents
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本発明は、以上の知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
[1]C: 0.02〜0.08 mass%、Si: 0.01〜0.5 mass%、Mn: 0.5〜2.0 mass%、Ca: 0.0005〜0.003mass%、Ti: 0.01〜0.03 mass%、Nb: 0.04〜0.05 mass%、Al:0.07mass%以下、Cu:0.5mass%以下、Ni:0.5mass%以下、Cr: 0.5mass%以下、N: 0.007 mass%以下、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼材で、炭素当量Ceqが0.41未満、TiはNの3.4倍に0.003mass%を加えた値以上を含有し、かつ、大きさ20nm未満の析出物中のTiが鋼材全体に対して10mass ppm以上、Nbが鋼材全体に対して140mass ppm以上であることを特徴とする溶接熱影響部靭性と耐HIC特性に優れた高強度鋼材。
[2]前記[1]において、さらに、Mo: 0.05〜0.5 mass%、V: 0.005〜0.1mass%のいずれか1つ以上を含み、大きさ20nm未満の析出物中のMoが鋼材全体に対して50mass ppm以上および/またはVが鋼材全体に対して5mass ppm以上であることを特徴とする請求項1記載の溶接熱影響部靭性と耐HIC特性に優れた高強度鋼材。
[3]前記[1]または[2]に記載の化学成分を含有する鋼を、加熱温度:1050〜1250℃、圧延終了温度:Ar3 温度以上の温度域で熱間圧延した後、冷却速度:5℃/sec以上で300〜600℃まで加速冷却を行い、冷却停止温度で0.5〜3分間放冷し、次いで、昇温速度:0.5〜2.0℃/secで、最高到達温度:600〜700℃まで再加熱を行った後、ただちに空冷以上の冷却速度で冷却することを特徴とする溶接熱影響部靭性と耐HIC特性に優れた高強度鋼材の製造方法。
なお、本明細書において、鋼の成分を示す%、ppmは、すべてmass%、mass ppmである。また、Ar3 温度は冷却時のフェライト変態開始温度であり、Ar3=910-310C-80Mn-20Cu-15Cr-55Ni-80Mo から求めることができる。
C: 0.02〜0.08 mass%とする。
Cは炭化物として析出強化に寄与する元素であるが、0.02mass%未満では十分な強度が確保できず、0.08mass%を超えると靭性や耐HIC性を劣化させるため、C含有量はこの範囲が好ましい。更に好ましくは、0.03〜0.06mass%である。
Siは脱酸のために含有するが、0.01mass%未満では脱酸効果が十分でなく、0.5mass%を超えると靭性や溶接性を劣化させるため、Si含有量はこの範囲が好ましい。更に好ましくは、0.01〜0.3mass%である。
Mnは強度、靭性のために含有するが、0.5mass%未満ではその効果が十分ではなく、2.0mass%を超えると溶接性と耐HIC性が劣化するため、Mn含有量はこの範囲が好ましい。更に好ましくは、0.5〜1.5mass%である。
Alは脱酸剤として含有するが、0.07mass%を超えると鋼の清浄度が低下し、耐HIC特性を劣化させるため、Al含有量はこの範囲が好ましい。更に好ましくは、0.01〜0.07mass%である。
Cuは靭性の改善と強度上昇に有効な元素である。その効果を得るためには、0.1mass%以上含有することが好ましいが、0.5mass%を超えると溶接性が劣化するため、含有する場合はCu含有量をこの範囲に規定する。
Niは靭性の改善と強度上昇に有効な元素である。その効果を得るためには、0.1mass%以上含有することが好ましいが、0.5mass%を超えると耐HIC特性が劣化するため、含有する場合はNi含有量をこの範囲に規定する。
CrはMnと同様に強度上昇に有効な元素である。その効果を得るためには、0.1mass%以上含有することが好ましいが、0.5mass%を超えると溶接性が劣化しやすくなるため、含有する場合はCr含有量をこの範囲に規定する。
既に述べた通り、Caは硫化物系介在物の形態制御による耐HIC特性向上に有効な元素であるが、0.0005mass%未満ではその効果が十分ではなく、0.003mass%を超えると鋼の清浄度の低下により耐HIC特性を劣化させることがあるのでこの範囲に規定する。
Nが0.007mass%を超えるとTi含有量を0.03mass%まで増やしてもTiで固定できない固溶Nが靭性に悪影響を及ぼすため、この範囲に規定する。また、析出強化に有効なTiを含む微細複合炭化物を生成させるためにスラブ加熱段階で固溶Tiを確保するという観点から、N含有量は少ないほど良い。
Nbは組織の微細粒化により靭性を向上させるが、同時に、本発明では強度上昇に特に有効な大きさ20nm未満の炭化物形成元素としても機能する。しかし、0.04 mass%未満では、析出強化の効果が不十分となりやすい。また、0.05mass%を超えるとスラブ加熱時に粗大析出して母材靭性の劣化を招く他、HAZに粗大析出してHAZ靭性の劣化を招く。よって、Nb含有量はこの範囲に規定する。なお、後述するTi、Mo、Vと共に複合炭化物を形成することもある。
前述したNbに対するTiの析出牽引効果を利用するためには、0.01mass%未満ではその効果が不十分で、0.03mass%を超えるとHAZに粗大析出してHAZ靭性の劣化を招くため、Ti含有量はこの範囲が好ましい。更に好ましくは、0.015〜0.025mass%である。
Moは、TiやNbなどと共に微細な複合炭化物を形成して強度上昇に寄与する。また、Moの炭化物は、TiやNbの炭化物に比べて成長速度が遅いため、複合炭化物が粗大化するのを抑制する作用を有する。0.05mass%以上含有することで熱間圧延後冷却時のパーライト変態を抑制しつつ、析出強化に有効に働く。しかし、0.5 mass%を超えて含有するとマルテンサイトなどの硬質相を形成して耐HIC特性が劣化しやすくなる。更に、HAZ靭性の観点から、0.2mass%以下が好ましいため、含有する場合にはMo含有量をこの範囲に規定する。
VはMoと同様にTiやNbと共に微細な複合炭化物を形成して強度上昇に寄与する。また、Vの炭化物は、Moの炭化物と同様に複合炭化物が粗大化するのを抑制する作用を有する。しかし、0.005mass%では効果が得られず、0.1mass%を超えるとHAZ靭性の劣化を招きやすくなるため、含有する場合にはこの範囲に規定する。
既に述べたとおり、炭素当量Ceq は高強度化のための重要因子だが、0.41以上では表層や円周溶接部の最高硬さが高くなって靭性を安定的に確保できなくなるため、0.41未満に規定する。
なお、炭素当量Ceqは、C+Mn/6+Cu/15+Ni/15+Cr/5+Mo/5+V/5(各元素はmass%)にて計算される。
まず、上記成分で溶製した鋼を1050〜1250℃の範囲のスラブ加熱温度で加熱して溶体化した後、所定の板厚までAr3 温度以上の温度域(オーステナイト単相の温度域)で圧延し、同温度域からベイナイト変態域まで5℃/sec以上の冷却速度で300〜600℃まで加速冷却する。これによって徐冷した場合に高温域から粗大な析出物が成長することを抑制する。次いで、再加熱設備までの搬送の間、冷却停止温度で0.5〜3分間放冷した後、0.5〜2.0℃/secの昇温速度で最高到達温度600〜700℃まで再加熱し、すぐに(すなわち、保持時間を設けずに)空冷時の冷却速度以上の冷却速度で冷却する。この再加熱によって、金属組織をフェライトとベイナイトの2相組織とし、モル比で比較してもTiよりNbリッチな大きさ20nm未満の複合析出物をこれらの中に分散析出させることができる。このTiの析出牽引効果の本質は充分明らかになっていないが、Tiが炭化物(もしくは炭窒化物)を形成する熱力学的な駆動力がNb、Mo、Vよりも大きく、析出したTi炭化物が複合析出物の析出核として機能するため、Nb、Mo、Vが個々に析出する際に乗り越えなければならないエネルギー障壁(核生成障壁)が不要になって複合析出が促進されるためだと推定される。
なお、オーステナイト単相の温度域で圧延するとは、圧延終了時の温度がAr3温度(フェライト変態開始温度)以上であることを意味し、Ar3=910-310C-80Mn-20Cu-15Cr-55Ni-80Mo から求めることができる。ここでAr3温度の単位は℃で、成分濃度はいずれもmass%である。ベイナイト変態域は300〜600℃である。
再加熱時の昇温速度が0.5℃/sec未満では目的の到達温度に達するまでに長時間を要するため、製造効率が悪く、また、パーライト変態が生じて上記複合析出物の析出と競合するセメンタイトの析出が起こるため、微細複合析出物を必要量確保することができない。また、昇温速度が2.0℃/sec超えでも微細複合析出物を必要量確保することが困難である。これは微細析出物の析出速度がこの昇温速度に追従できないためと推定される。
大きさ20nm未満の微細析出物の粗大化による強度低下を抑制する観点から再加熱温度で保持時間を設定する必要はない。再加熱装置としては、鋼板の急速加熱が可能なガス燃焼炉や誘導加熱炉を用いることが好ましい。
上記により得られた鋼材を適当な大きさに切断し、10%AA系電解液(10vol%アセチルアセトン-1mass%塩化テトラメチルアンモニウム-メタノール)中で、約0.2gを電流密度20mA/cm2で定電流電解した。
電解後の、表面に析出物が付着している試料片を電解液から取り出して、ヘキサメタリン酸ナトリウム水溶液(500mg/l)(以下、SHMP水溶液と称す)中に浸漬し、超音波振動を付与して、析出物を試料片から剥離しSHMP水溶液中に抽出した。次いで、析出物を含むSHMP水溶液を、孔径20nmのフィルタを用いてろ過し、ろ過後のろ液に対してICP発光分光分析装置を用いて分析し、ろ液中のTiとNbとMoとVの絶対量を測定した。次いで、TiとNbとMoとVの絶対量を電解重量で除して、大きさ20nm未満の析出物に含まれるTi、Nb、MoおよびVの含有量を得た。なお、電解重量は、析出物剥離後の試料に対して重量を測定し、電解前の試料重量から差し引くことで求めた。
圧延垂直方向の全厚試験片を引張試験片として測定した。熱処理2の引張強度が熱処理1の値を30MPa以上上回る場合に析出強化が効果的に実現されていると判断した。なお、ΔTSは、同じ鋼種(符号)における熱処理2と熱処理1との引張強度の差である。
また、この析出強化に有効に働いた大きさ20nm未満の析出物がMC型であることは、抽出した析出物の電子回折パターンによって確認した。また、その金属成分中のNbのモル比がTiよりもリッチであることは、上記の含有率測定法によって確認した。一例として、上記の方法で測定した符号Bの大きさ20nm未満の析出物の平均組成を示すと、(Ti0.07Nb0.43Mo0.28V0.22)Cである。
図2に示すHAZを再現した熱処理を実施した上で、シャルピー衝撃試験で破面遷移温度(vTrs)を測定した。この温度が10℃未満の場合に合格と判断した。
耐HIC特性はNACE Standard TM-02-84に準じたpH3.0, 0.1atm H2Sのライトサワー環境で浸漬時間96時間のHIC試験を行い、割れが認められない場合を耐HIC性良好と判断して○とした。
Claims (2)
- C:0.02〜0.08mass%、Si:0.01〜0.5mass%、Mn:0.5〜2.0mass%、Ca:0.0005〜0.003mass%、Ti:0.01〜0.03mass%、Nb:0.04〜0.05mass%、Al:0.07mass%以下、Cu:0.5mass%以下、Ni:0.5mass%以下、Cr:0.5mass%以下、N:0.007mass%以下、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼材で、炭素当量Ceqが0.41未満、TiはNの3.4倍に0.003mass%を加えた値以上を含有し、かつ、大きさ20nm未満の析出物中のTiが鋼材全体に対して10mass ppm以上、Nbが鋼材全体に対して140mass ppm以上であることを特徴とする溶接熱影響部靭性と耐HIC特性に優れた高強度鋼材。
- 請求項1に記載の化学成分を含有する鋼を、加熱温度:1050〜1250℃、圧延終了温度:Ar3温度以上の温度域で熱間圧延した後、冷却速度:5℃/sec以上で300〜600℃まで加速冷却を行い、冷却停止温度で0.5〜3分間放冷し、次いで、昇温速度:0.5〜2.0℃/secで、最高到達温度:600〜700℃まで再加熱を行った後、ただちに空冷以上の冷却速度で冷却することを特徴とする大きさ20nm未満の析出物中のTiが鋼材全体に対して10mass ppm以上、Nbが鋼材全体に対して140mass ppm以上である溶接熱影響部靭性と耐HIC特性に優れた高強度鋼材の製造方法。
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