JP5618037B1 - 多層溶接継手ctod特性に優れた厚鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
小〜中入熱の多層溶接継手CTOD特性に優れる厚鋼板およびその製造方法を提供する。質量%で、成分組成が、C:0.03〜0.12%、Si:0.5%以下、Mn:1.0〜2.0%、P:0.015%以下、S:0.0005〜0.0050%、Al:0.005〜0.060%、Ni:0.5〜2.0%、Ti:0.005〜0.030%、N:0.0015〜0.0065%、O:0.0010〜0.0050%、Ca:0.0005〜0.0060%、必要に応じて、Cu等の1種または2種以上を含み、Ti/N、Ceq、PcmおよびACRの値が特定範囲で、板厚中心における母材の有効結晶粒径が20μm以下、板厚の1/4と1/2のそれぞれにおいてCaとMnを含む硫化物とAlを含む酸化物からなる円相当直径0.1μm以上の複合介在物が特定量存在する鋼板。上記組成の鋼を、特定温度で加熱後、熱間圧延、冷却する。
Description
本発明は、船舶や海洋構造物、ラインパイプ、圧力容器等に使用される鋼材に関して、母材の低温靭性に優れるだけでなく小〜中入熱の多層溶接継手CTOD特性に優れる厚鋼板およびその製造方法に関するものである。
鋼の靭性の評価基準として、主にシャルピー試験が用いられてきた。近年では破壊抵抗をより高精度に評価する方法として、き裂開口変位試験(Crack Tip Opening Displacement Test、以降CTOD試験と称する。)が、構造物に使用される厚鋼板を対象に用いられることが多い。この試験は、靭性評価部に疲労予き裂を導入した試験片を低温で曲げ試験し、破壊直前のき裂の開口量(塑性変形量)を測定して脆性破壊の発生抵抗を評価するものである。
厚鋼板を構造物に適用する場合の溶接は、多層溶接となる。多層溶接の溶接熱影響部(以下、多層溶接HAZと称する。)には、先行の溶接パスにより溶接線近傍が粗大な組織(CGHAZ:Coarse Grain Heat Affected Zone)となった領域が、次層の溶接パスによりフェライト+オーステナイトの2相域に再加熱されて、粗大な基地組織中に島状マルテンサイト(MA:Martensite-Austenite Constituent)組織が混在して著しく靭性が低くなった領域(以下、ICCGHAZ:Inter Critically Coarse Grain Heat Affected Zoneと称する。)が含まれることが知られている。
継手CTOD試験は基本的に板全厚で試験するものであるため、多層溶接HAZを対象とする場合、疲労予き裂を導入する評価領域にはICCGHAZ組織が含まれる。一方、継手CTOD試験により得られる継手CTOD特性は微小であっても、評価領域で最脆化となる領域の靭性に支配されるため、多層溶接HAZの継手CTOD特性は、CGHAZ組織だけでなくICCGHAZ組織の靭性も反映される。このため、多層溶接HAZの継手CTOD特性の向上にはICCGHAZ組織の靭性向上も必要である。
従来より、溶接熱影響部(HAZとも言う)の靭性向上技術としてTiNの微細分散によるCGHAZのオーステナイト粒粗大化の抑制や、TiNのフェライト変態核利用が行われてきた。
また、REMを添加して生成したREM系酸硫化物の分散によるオーステナイト粒の粒成長抑制、Caを添加して生成したCa系酸硫化物の分散によるオーステナイト粒の粒成長抑制、BNのフェライト核生成能と酸化物分散とを組合わせる技術も用いられてきた。
例えば、特許文献1、特許文献2には、REMとTiN粒子によるHAZのオーステナイト組織の粗大化抑制技術が提案されている。また、特許文献3には、CaS利用によるHAZ靭性向上技術と熱間圧延による母材靭性向上技術が提案されている。
また、ICCGHAZの靭性低下対策として、低C、低Si化することによりMAの生成を抑制し、さらにCuを添加することにより母材強度を高める技術(例えば、特許文献4)が提案されている。特許文献5には、大入熱溶接熱影響部においてBNをフェライト変態核として利用し、HAZ組織を微細化し、HAZ靭性を向上させる技術が提案されている。
しかしながら、通常、継手CTOD特性を規定している規格(例えば、API規格RP−2Z)のCTOD仕様温度は−10℃である。一方、近年のエネルギー需要の増加に対応し新たな資源を確保するために、海洋構造物等の建造地域がこれまで資源採掘を行えていなかった寒冷域にシフトしている。このため、API規格が定めるCTOD仕様温度よりも低温のCTOD仕様温度(以下、特別低温CTOD仕様ともいう)に対応できる鋼材の要求が増加している。発明者の検討によれば、これらの技術では近年求められている低温仕様向けの多層溶接継手に要求される継手CTOD特性を十分満足させることはできなかった。例えば、特許文献1、特許文献2のREMとTiN粒子によるHAZのオーステナイト組織の粗大化抑制技術については、TiNは溶接時に高温に達するボンド部では溶解してしまうため、オーステナイト粒の粒成長抑制に対して十分な効果を発揮できない。
また、REM系酸硫化物やCa系酸硫化物はオーステナイト粒成長抑制には有効である。しかしながら、HAZのオーステナイト粒粗大化抑制による靭性向上の効果のみでは上記の低温仕様温度での継手CTOD特性を満足することはできない。BNのフェライト核生成能は、大入熱溶接で溶接熱影響部の冷速が遅く、HAZがフェライト主体となる組織の場合には有効であった。しかしながら、厚鋼板の場合、母材に含有される合金成分量が比較的高くなる一方で、多層溶接は入熱量が比較的小さいので、HAZ組織がベイナイト主体となり、その効果が得られない。
また、特許文献3では、通常仕様温度(−10℃)での継手CTOD特性を満足する。しかしながら、上記の低温仕様温度での継手CTOD特性については検討されていない。
特許文献4についても、上記の低温仕様温度での継手CTOD特性については検討されておらず、母材成分組成の低減によるICCGHAZ靭性の向上のみでは特別低温CTOD仕様を満足することはできないと考えられる。また、ICCGHAZの靭性を向上させるため、母材成分組成の合金元素含有量を低減することは、母材の特性を損なうことがあり、海洋構造物などに使用される厚鋼板には適用しがたい。
特許文献5については、大入熱溶接のように溶接熱影響部の冷速が遅く、HAZがフェライト主体となる組織の場合には有効である。しかしながら、厚鋼板の場合、母材に含有される合金成分量が比較的高く、また、多層溶接は入熱量が比較的小さいので、HAZ組織がベイナイト主体となり、その効果が得られない。
このように、厚鋼板の多層溶接熱影響部で、CGHAZとICCGHAZの靭性を向上させる技術が確立されているとは言いがたく、切欠位置をCGHAZやICCGHAZが混在するボンド部とする継手CTOD特性を向上させることは困難であった。
そこで、本発明は、多層溶接継手CTOD特性に優れる厚鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
発明者等は上記問題点を解決するために、Ca系複合介在物に注目し、多層溶接HAZにおけるオーステナイト粒粗大化抑制効果とベイナイトやアシキュラーフェライト、フェライトの核生成効果および多層溶接HAZの靭性向上について鋭意検討を行い、以下の知見を得た。
(1)鋼中のCa,OおよびSを、下式で示される原子濃度比(ACR:Atomic Concentration Ratio)が0.2〜1.4の範囲内となるように制御すると、硫化物の形態がMnの一部固溶したCa系硫化物とAl系酸化物の複合介在物となる。
(1)鋼中のCa,OおよびSを、下式で示される原子濃度比(ACR:Atomic Concentration Ratio)が0.2〜1.4の範囲内となるように制御すると、硫化物の形態がMnの一部固溶したCa系硫化物とAl系酸化物の複合介在物となる。
ACR=(Ca−(0.18+130×Ca)×O)/(1.25×S)
(2)介在物形態をCaとMnを含む硫化物とAlを含む酸化物からなる複合介在物とすることで、溶接線近傍の高温まで昇温される領域においても安定的に存在できるためオーステナイト粒粗大化効果を十分に発揮できる。さらに、複合介在物周囲にMn希薄層が形成されるためベイナイトやアシキュラーフェライトの核生成効果を有する。
(3)HAZの冷却時の核生成サイトは主にオーステナイト粒界である。本発明では、オーステナイト粒内に核生成効果を有する上記複合介在物が存在することで、オーステナイト粒界に加えオーステナイト粒内からも核生成が開始し、最終的に得られるHAZ組織が微細となり、HAZの靭性および継手CTOD特性が向上する。
(4)上記複合介在物によるベイナイトやアシキュラーフェライト、フェライトの核生成効果は介在物サイズが微小すぎると不十分であり、円相当直径0.1μm以上必要である。
(5)上記複合介在物の変態核生成効果を十分に活用するためには、溶接昇温時にHAZのオーステナイト粒内中に少なくとも1個以上の介在物が存在する必要があり、入熱量が5kJ/mm程度では溶接線近傍のオーステナイト粒径は約200μmとなるため、介在物の密度は25個/mm2以上必要となる。
(6)一方、上記複合介在物自体の靭性は低いため、過剰な量の介在物ではかえってHAZ靭性が低下してしまう。特に連続鋳造によりスラブが製造される際、介在物と鋼の密度差によりスラブ中の未凝固部分を浮上することで1/4t(t:板厚)位置に介在物が集積し易いため、介在物個数が過剰とならないようにする必要がある。また、元素の偏析が存在し多層溶接HAZ靭性の劣る板厚中心部分においても介在物個数を適切にする必要があり、介在物個数を250個/mm2以下とすることで良好な多層溶接継手CTOD特性が確保できる。
(7)通常、スラブの板厚中心の元素偏析部には合金元素が濃化することで粗大な介在物が低密度で分散してしまう問題が生じる。しかしながら、板厚中心温度が950℃以上における圧下率/パスが5%以上のパスの累積圧下率が33%以上といった1パス当たり大きな圧下を加えることで、板厚中心に加わる歪みを増加させ、粗大介在物を伸長、さらには分断させることで細かな介在物を高密度に分散させることができ、介在物によるHAZ靭性向上効果を確保することができるとともに、特別CTOD仕様にも対応可能な良好なCTOD特性を実現することができる。
(2)介在物形態をCaとMnを含む硫化物とAlを含む酸化物からなる複合介在物とすることで、溶接線近傍の高温まで昇温される領域においても安定的に存在できるためオーステナイト粒粗大化効果を十分に発揮できる。さらに、複合介在物周囲にMn希薄層が形成されるためベイナイトやアシキュラーフェライトの核生成効果を有する。
(3)HAZの冷却時の核生成サイトは主にオーステナイト粒界である。本発明では、オーステナイト粒内に核生成効果を有する上記複合介在物が存在することで、オーステナイト粒界に加えオーステナイト粒内からも核生成が開始し、最終的に得られるHAZ組織が微細となり、HAZの靭性および継手CTOD特性が向上する。
(4)上記複合介在物によるベイナイトやアシキュラーフェライト、フェライトの核生成効果は介在物サイズが微小すぎると不十分であり、円相当直径0.1μm以上必要である。
(5)上記複合介在物の変態核生成効果を十分に活用するためには、溶接昇温時にHAZのオーステナイト粒内中に少なくとも1個以上の介在物が存在する必要があり、入熱量が5kJ/mm程度では溶接線近傍のオーステナイト粒径は約200μmとなるため、介在物の密度は25個/mm2以上必要となる。
(6)一方、上記複合介在物自体の靭性は低いため、過剰な量の介在物ではかえってHAZ靭性が低下してしまう。特に連続鋳造によりスラブが製造される際、介在物と鋼の密度差によりスラブ中の未凝固部分を浮上することで1/4t(t:板厚)位置に介在物が集積し易いため、介在物個数が過剰とならないようにする必要がある。また、元素の偏析が存在し多層溶接HAZ靭性の劣る板厚中心部分においても介在物個数を適切にする必要があり、介在物個数を250個/mm2以下とすることで良好な多層溶接継手CTOD特性が確保できる。
(7)通常、スラブの板厚中心の元素偏析部には合金元素が濃化することで粗大な介在物が低密度で分散してしまう問題が生じる。しかしながら、板厚中心温度が950℃以上における圧下率/パスが5%以上のパスの累積圧下率が33%以上といった1パス当たり大きな圧下を加えることで、板厚中心に加わる歪みを増加させ、粗大介在物を伸長、さらには分断させることで細かな介在物を高密度に分散させることができ、介在物によるHAZ靭性向上効果を確保することができるとともに、特別CTOD仕様にも対応可能な良好なCTOD特性を実現することができる。
また、介在物形態制御による多層溶接HAZの微細化に加え、オーステナイト粒成長抑制に有効なTiNを鋼中に微細分散させるために1.5≦Ti/N≦5.0とすること、および炭素当量Ceq=[C]+[Mn]/6+([Cu]+[Ni])/15+([Cr]+[Mo]+[V])/5<0.45、溶接割れ感受性指数Pcm=[C]+[Si]/30+([Mn]+[Cu]+[Cr])/20+[Ni]/60+[Mo]/15+[V]/10+5[B]<0.20に制御することにより、多層溶接HAZの基地組織の靭性向上が可能である。
さらに、本発明者等は、継手CTOD試験方法が規定されているBS規格EN10225(2009)やAPI規格Recommended Practice 2Z(2005)で要求される、溶接時の母材の変態領域/未変態領域の境界であるSC/ICHAZ(Subcritically reheated HAZ/ Intercritically rehaeted HAZ)境界についても検討を行い、SC/ICHAZ境界の継手CTOD特性は母材靭性が支配的となるため、SC/ICHAZ境界で、試験温度−20℃における継手CTOD特性を満足させるには母材ミクロ組織の有効結晶粒径を20μm以下として、結晶粒微細化により母材靭性を向上させなければならないことを知見した。本発明で、多層溶接継手CTOD特性に優れるとは、切欠位置CGHAZ(ボンド)及びSC/ICHAZのそれぞれにおいて、試験温度−20℃で、亀裂開口変位量が0.35mm以上であることとする。
本発明は得られた知見を基に、更に検討を加えてなされたもので、すなわち、本発明は、
1.質量%で、成分組成が、C:0.03〜0.12%、Si:0.5%以下、Mn:1.0〜2.0%、P:0.015%以下、S:0.0005〜0.0050%、Al:0.005〜0.060%、Ni:0.5〜2.0%、Ti:0.005〜0.030%、N:0.0015〜0.0065%、O:0.0010〜0.0050%、Ca:0.0005〜0.0060%を含み、(1)〜(4)の各式を満足し、残部Feおよび不可避的不純物からなり、板厚中心における母材の有効結晶粒径が20μm以下、板厚(t:mm)の1/4と1/2のそれぞれにおいてCaとMnを含む硫化物とAlを含む酸化物からなる円相当直径0.1μm以上の複合介在物が25〜250個/mm2存在する多層溶接継手CTOD特性に優れた厚鋼板。
1.5≦Ti/N≦5.0 (1)
0.43≦Ceq(=[C]+[Mn]/6+([Cu]+[Ni])/15+([Cr]+[Mo]+[V])/5)≦0.50 (2)
0.18≦Pcm(=[C]+[Si]/30+([Mn]+[Cu]+[Cr])/20+[Ni]/60+[Mo]/15+[V]/10+5[B])≦0.22 (3)
0.2<(Ca−(0.18+130×Ca)×O)/(1.25×S)<1.4 (4)
(1)〜(4)式において、各合金元素は含有量(質量%)とする。
2.更に、質量%で、Cu:0.05〜2.0%、Cr:0.05〜0.30%、Mo:0.05〜0.30%、Nb:0.005〜0.035%、V:0.01〜0.10 %、W:0.01〜0.50%、B:0.0005〜0.0020%、REM:0.0020〜0.0200%、Mg:0.0002〜0.0060%のうちの1種または2種以上を含むことを特徴とする1に記載の多層溶接継手CTOD特性に優れた厚鋼板。
3.1または2記載の成分組成の鋼片を950℃以上1200℃以下に加熱し、板厚中心温度が950℃以上における圧下率/パスが8%以上のパスの累積圧下率が30%以上、板厚中心温度が950℃未満での累積圧下率が40%以上となる熱間圧延後、板厚中心での700−500℃間の平均冷却速度が3〜50℃/secとなる冷却を600℃以下まで行うことを特徴とする多層溶接継手CTOD特性に優れた1または2に記載の厚鋼板の製造方法。
4.1または2記載の成分組成の鋼片を950℃以上1200℃以下に加熱し、板厚中心温度が950℃以上における圧下率/パスが5%以上のパスの累積圧下率が35%以上、板厚中心温度が950℃未満での累積圧下率が40%以上となる熱間圧延後、板厚中心での700−500℃間の平均冷却速度が1〜50℃/secとなる冷却を600℃以下まで行うことを特徴とする請求項1または2記載の多層溶接継手CTOD特性に優れた厚鋼板の製造方法。
5.冷却後、700℃以下の温度で焼戻し処理を行うことを特徴とする3または4に記載の多層溶接継手CTOD特性に優れた厚鋼板の製造方法。
1.質量%で、成分組成が、C:0.03〜0.12%、Si:0.5%以下、Mn:1.0〜2.0%、P:0.015%以下、S:0.0005〜0.0050%、Al:0.005〜0.060%、Ni:0.5〜2.0%、Ti:0.005〜0.030%、N:0.0015〜0.0065%、O:0.0010〜0.0050%、Ca:0.0005〜0.0060%を含み、(1)〜(4)の各式を満足し、残部Feおよび不可避的不純物からなり、板厚中心における母材の有効結晶粒径が20μm以下、板厚(t:mm)の1/4と1/2のそれぞれにおいてCaとMnを含む硫化物とAlを含む酸化物からなる円相当直径0.1μm以上の複合介在物が25〜250個/mm2存在する多層溶接継手CTOD特性に優れた厚鋼板。
1.5≦Ti/N≦5.0 (1)
0.43≦Ceq(=[C]+[Mn]/6+([Cu]+[Ni])/15+([Cr]+[Mo]+[V])/5)≦0.50 (2)
0.18≦Pcm(=[C]+[Si]/30+([Mn]+[Cu]+[Cr])/20+[Ni]/60+[Mo]/15+[V]/10+5[B])≦0.22 (3)
0.2<(Ca−(0.18+130×Ca)×O)/(1.25×S)<1.4 (4)
(1)〜(4)式において、各合金元素は含有量(質量%)とする。
2.更に、質量%で、Cu:0.05〜2.0%、Cr:0.05〜0.30%、Mo:0.05〜0.30%、Nb:0.005〜0.035%、V:0.01〜0.10 %、W:0.01〜0.50%、B:0.0005〜0.0020%、REM:0.0020〜0.0200%、Mg:0.0002〜0.0060%のうちの1種または2種以上を含むことを特徴とする1に記載の多層溶接継手CTOD特性に優れた厚鋼板。
3.1または2記載の成分組成の鋼片を950℃以上1200℃以下に加熱し、板厚中心温度が950℃以上における圧下率/パスが8%以上のパスの累積圧下率が30%以上、板厚中心温度が950℃未満での累積圧下率が40%以上となる熱間圧延後、板厚中心での700−500℃間の平均冷却速度が3〜50℃/secとなる冷却を600℃以下まで行うことを特徴とする多層溶接継手CTOD特性に優れた1または2に記載の厚鋼板の製造方法。
4.1または2記載の成分組成の鋼片を950℃以上1200℃以下に加熱し、板厚中心温度が950℃以上における圧下率/パスが5%以上のパスの累積圧下率が35%以上、板厚中心温度が950℃未満での累積圧下率が40%以上となる熱間圧延後、板厚中心での700−500℃間の平均冷却速度が1〜50℃/secとなる冷却を600℃以下まで行うことを特徴とする請求項1または2記載の多層溶接継手CTOD特性に優れた厚鋼板の製造方法。
5.冷却後、700℃以下の温度で焼戻し処理を行うことを特徴とする3または4に記載の多層溶接継手CTOD特性に優れた厚鋼板の製造方法。
本発明によれば、多層溶接継手で優れたCTOD特性が得られる厚鋼板およびその製造方法を提供することが可能で、産業上極めて有用である。
以下に本発明の各構成要件の限定理由について説明する。
1.化学成分について
はじめに、本発明の鋼の化学成分を規定した理由を説明する。なお、%は全て質量%を意味する。
はじめに、本発明の鋼の化学成分を規定した理由を説明する。なお、%は全て質量%を意味する。
C:0.03〜0.12%
Cは、鋼の強度を向上させる元素であり、0.03%以上の含有を必要とする。しかし、0.12%を超えてCを過剰に含有すると継手CTOD特性が低下する。このため、Cは0.03〜0.12%の範囲に限定した。なお好ましくは0.04〜0.08%である。
Cは、鋼の強度を向上させる元素であり、0.03%以上の含有を必要とする。しかし、0.12%を超えてCを過剰に含有すると継手CTOD特性が低下する。このため、Cは0.03〜0.12%の範囲に限定した。なお好ましくは0.04〜0.08%である。
Si:0.5%以下
0.5%を超えてSiを過剰に含有すると継手CTOD特性が低下する。このため、Siは0.5%以下の範囲に限定した。なお好ましくは0.4%以下であり、さらに好ましくは0.1%超え0.3%以下である。
0.5%を超えてSiを過剰に含有すると継手CTOD特性が低下する。このため、Siは0.5%以下の範囲に限定した。なお好ましくは0.4%以下であり、さらに好ましくは0.1%超え0.3%以下である。
Mn:1.0〜2.0%
Mnは、鋼の焼入れ性の向上を介して強度を向上させる元素である。しかしながら、過剰に添加すると継手CTOD特性を著しく低下させる。このため、Mnは1.0〜2.0%の範囲に限定した。なお好ましくは1.2〜1.8%の範囲である。
Mnは、鋼の焼入れ性の向上を介して強度を向上させる元素である。しかしながら、過剰に添加すると継手CTOD特性を著しく低下させる。このため、Mnは1.0〜2.0%の範囲に限定した。なお好ましくは1.2〜1.8%の範囲である。
P:0.015%以下
Pは、不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であり、鋼の靭性を低下させるため、できるだけ低減することが望ましい。特に0.015%を超える含有は、著しく継手CTOD特性を低下させるため、0.015%以下に限定した。好ましくは0.010%以下である。
Pは、不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であり、鋼の靭性を低下させるため、できるだけ低減することが望ましい。特に0.015%を超える含有は、著しく継手CTOD特性を低下させるため、0.015%以下に限定した。好ましくは0.010%以下である。
S:0.0005〜0.0050%
Sは、多層溶接HAZの靭性を向上させるための介在物に必要な元素であり、0.0005%以上の含有が必要である。しかしながら、0.0050%を超える含有は、継手CTOD特性を低下させるため、0.0050%以下に限定した。好ましくは0.0045%以下である。
Sは、多層溶接HAZの靭性を向上させるための介在物に必要な元素であり、0.0005%以上の含有が必要である。しかしながら、0.0050%を超える含有は、継手CTOD特性を低下させるため、0.0050%以下に限定した。好ましくは0.0045%以下である。
Al:0.005〜0.060%
Alは、多層溶接HAZの靭性を向上させるための介在物に必要な元素であり、0.005%以上の含有が必要である。一方、0.060%を超える含有は、継手CTOD特性を低下させるため、0.060%以下に限定した。
Alは、多層溶接HAZの靭性を向上させるための介在物に必要な元素であり、0.005%以上の含有が必要である。一方、0.060%を超える含有は、継手CTOD特性を低下させるため、0.060%以下に限定した。
Ni:0.5〜2.0%
Niは、母材と継手の両方の靭性を大きく劣化させることなく高強度化が可能な元素である。その効果を得るためには、0.5%以上の含有を必要とする。しかし、2.0%を超えると強度上昇の効果が飽和するためコスト増加が問題となる。そのため、上限を2.0%とした。なお好ましくは0.5〜1.8%である。
Niは、母材と継手の両方の靭性を大きく劣化させることなく高強度化が可能な元素である。その効果を得るためには、0.5%以上の含有を必要とする。しかし、2.0%を超えると強度上昇の効果が飽和するためコスト増加が問題となる。そのため、上限を2.0%とした。なお好ましくは0.5〜1.8%である。
Ti:0.005〜0.030%
Tiは、TiNとして析出することでHAZのオーステナイト粒粗大化を抑制し、HAZ組織を微細化し、靭性向上に有効な元素である。このような効果を得るためには0.005%以上の含有を必要とする。一方、0.030%を超えて過剰に含有すると、固溶Tiや粗大TiCの析出により溶接熱影響部靭性が低下するようになる。このため、Tiは0.005〜0.030%の範囲に限定した。好ましくは0.005〜0.025%である。
Tiは、TiNとして析出することでHAZのオーステナイト粒粗大化を抑制し、HAZ組織を微細化し、靭性向上に有効な元素である。このような効果を得るためには0.005%以上の含有を必要とする。一方、0.030%を超えて過剰に含有すると、固溶Tiや粗大TiCの析出により溶接熱影響部靭性が低下するようになる。このため、Tiは0.005〜0.030%の範囲に限定した。好ましくは0.005〜0.025%である。
N:0.0015〜0.0065%
Nは、TiNとして析出することでHAZのオーステナイト粒粗大化を抑制し、HAZ組織の微細化により、靭性向上に有効な元素である。このような効果を得るためには0.0015%以上の含有を必要とする。一方、0.0065%を超えて過剰に含有すると、溶接熱影響部靭性が低下するようになる。このため、0.0015〜0.0065%の範囲に限定した。好ましくは0.0015〜0.0055%である。
Nは、TiNとして析出することでHAZのオーステナイト粒粗大化を抑制し、HAZ組織の微細化により、靭性向上に有効な元素である。このような効果を得るためには0.0015%以上の含有を必要とする。一方、0.0065%を超えて過剰に含有すると、溶接熱影響部靭性が低下するようになる。このため、0.0015〜0.0065%の範囲に限定した。好ましくは0.0015〜0.0055%である。
O:0.0010〜0.0050%
Oは、多層溶接HAZの靭性を向上させるための介在物に必要な元素であり、0.0010%以上の含有が必要である。一方、0.0050%を超える含有は、継手CTOD特性が低下するようになるため、本発明では0.0010〜0.0050%の範囲に限定した。好ましくは0.0010〜0.0045%である。
Oは、多層溶接HAZの靭性を向上させるための介在物に必要な元素であり、0.0010%以上の含有が必要である。一方、0.0050%を超える含有は、継手CTOD特性が低下するようになるため、本発明では0.0010〜0.0050%の範囲に限定した。好ましくは0.0010〜0.0045%である。
Ca:0.0005〜0.0060%
Caは、多層溶接HAZの靭性を向上させるための介在物に必要な元素であり、0.0005%以上の含有が必要である。一方、0.0060%を超える含有は、かえって継手CTOD特性が低下するため、本発明では0.0005〜0.0060%の範囲に限定した。好ましくは0.0007〜0.0050%である。
Caは、多層溶接HAZの靭性を向上させるための介在物に必要な元素であり、0.0005%以上の含有が必要である。一方、0.0060%を超える含有は、かえって継手CTOD特性が低下するため、本発明では0.0005〜0.0060%の範囲に限定した。好ましくは0.0007〜0.0050%である。
1.5≦Ti/N≦5.0…(1)
Ti/Nは、HAZにおける固溶N量とTiCの析出状態を制御する。Ti/Nが1.5未満では、TiNとして固定されていない固溶Nの存在によりHAZ靭性が劣化する、一方Ti/Nが5.0より大きいと粗大TiCの析出によりHAZ靭性が劣化する。そのためTi/Nを1.5以上5.0以内の範囲に限定した。なお好ましくは1.8以上4.5以下である。上記式(1)において、各合金元素は含有量(質量%)とする。
Ti/Nは、HAZにおける固溶N量とTiCの析出状態を制御する。Ti/Nが1.5未満では、TiNとして固定されていない固溶Nの存在によりHAZ靭性が劣化する、一方Ti/Nが5.0より大きいと粗大TiCの析出によりHAZ靭性が劣化する。そのためTi/Nを1.5以上5.0以内の範囲に限定した。なお好ましくは1.8以上4.5以下である。上記式(1)において、各合金元素は含有量(質量%)とする。
Ceq:0.43以上、0.50%以下
Ceqが減少すると強度が低下し、0.43%未満になると必要な強度特性を満足できない。
Ceqが増加すると、HAZ組織中の島状マルテンサイトやベイナイトといった靭性の劣る組織量の増加によりHAZ靭性が劣化する。Ceqが0.50%より大きくなると、HAZの基地組織自体の靭性劣化により介在物によるHAZ靭性向上技術を用いても必要な継手CTOD特性を満足できなくなるため0.43〜0.50%とした。なお、好ましくは、0.45超え0.49以下である。母材および継手強度を安定的に確保するため、0.45超えが好ましい。一方、HAZ靭性安定化のため0.49以下が好ましい。また、Ceq=[C]+[Mn]/6+([Cu]+[Ni])/15+([Cr]+[Mo]+[V])/5…(2)とし、式(2)において、各合金元素は含有量(質量%)とする。
Ceqが減少すると強度が低下し、0.43%未満になると必要な強度特性を満足できない。
Ceqが増加すると、HAZ組織中の島状マルテンサイトやベイナイトといった靭性の劣る組織量の増加によりHAZ靭性が劣化する。Ceqが0.50%より大きくなると、HAZの基地組織自体の靭性劣化により介在物によるHAZ靭性向上技術を用いても必要な継手CTOD特性を満足できなくなるため0.43〜0.50%とした。なお、好ましくは、0.45超え0.49以下である。母材および継手強度を安定的に確保するため、0.45超えが好ましい。一方、HAZ靭性安定化のため0.49以下が好ましい。また、Ceq=[C]+[Mn]/6+([Cu]+[Ni])/15+([Cr]+[Mo]+[V])/5…(2)とし、式(2)において、各合金元素は含有量(質量%)とする。
Pcm:0.18以上、0.22%以下
Pcmが減少すると強度が低下し0.18%未満になると必要な強度特性を満足できない。Pcmが増加すると、HAZ組織中の島状マルテンサイトやベイナイトなど靭性の劣る組織が増加してHAZ靭性が劣化する。Pcmが0.22%を超えると、HAZの基地組織自体の靭性が劣化して、介在物によるHAZ靭性向上技術を用いても必要な継手CTOD特性が得られないため、0.18〜0.22%とした。なお好ましくは0.19〜0.21%である。Pcm=[C]+[Si]/30+([Mn]+[Cu]+[Cr])/20+[Ni]/60+[Mo]/15+[V]/10+5[B]…(3)とし、式(3)において、各合金元素は含有量(質量%)とする。
Pcmが減少すると強度が低下し0.18%未満になると必要な強度特性を満足できない。Pcmが増加すると、HAZ組織中の島状マルテンサイトやベイナイトなど靭性の劣る組織が増加してHAZ靭性が劣化する。Pcmが0.22%を超えると、HAZの基地組織自体の靭性が劣化して、介在物によるHAZ靭性向上技術を用いても必要な継手CTOD特性が得られないため、0.18〜0.22%とした。なお好ましくは0.19〜0.21%である。Pcm=[C]+[Si]/30+([Mn]+[Cu]+[Cr])/20+[Ni]/60+[Mo]/15+[V]/10+5[B]…(3)とし、式(3)において、各合金元素は含有量(質量%)とする。
0.2≦(Ca−(0.18+130×Ca)×O)/(1.25×S)≦1.4
(Ca−(0.18+130×Ca)×O)/(1.25×S)は鋼中のCa,OおよびSの原子濃度比(ACR:Atomic Concentration Ratio)で、0.2未満では硫化物系介在物の主要形態がMnSとなる。MnSは融点が低く溶接時の溶接線近傍では溶解してしまうため、溶接線近傍でのオーステナイト粒粗大化抑制効果および溶接後の冷却時の変態核効果も得られない。一方、(Ca−(0.18+130×Ca)×O)/(1.25×S)が1.4を超えると硫化物系介在物の主要形態はCaSとなるため、CaS周囲に変態核となるために必要なMn希薄層が形成されないため変態核効果が得られない。従って、0.2以上1.4以下とする。なお好ましくは0.3以上1.2以下の範囲である。式(4)において、各合金元素は含有量(質量%)とする。
(Ca−(0.18+130×Ca)×O)/(1.25×S)は鋼中のCa,OおよびSの原子濃度比(ACR:Atomic Concentration Ratio)で、0.2未満では硫化物系介在物の主要形態がMnSとなる。MnSは融点が低く溶接時の溶接線近傍では溶解してしまうため、溶接線近傍でのオーステナイト粒粗大化抑制効果および溶接後の冷却時の変態核効果も得られない。一方、(Ca−(0.18+130×Ca)×O)/(1.25×S)が1.4を超えると硫化物系介在物の主要形態はCaSとなるため、CaS周囲に変態核となるために必要なMn希薄層が形成されないため変態核効果が得られない。従って、0.2以上1.4以下とする。なお好ましくは0.3以上1.2以下の範囲である。式(4)において、各合金元素は含有量(質量%)とする。
本発明に係る厚鋼板は、上記成分組成を基本組成とし、残部Feおよび不可避的不純物とする。さらに強度、靭性調整、継手靭性向上を目的として、Cu:0.05〜2.0%、Cr:0.05〜0.30%、Mo:0.05〜0.30%、Nb:0.005〜0.035%、V:0.01〜0.10%、W:0.01〜0.50%、B:0.0005〜0.0020%、REM:0.0020〜0.0200%、Mg:0.0002〜0.0060%の1種または2種以上を含有できる。
Cu:0.05〜2.0%
Cuは、母材、継手靭性を大きく劣化させることなく高強度化が可能な元素で、その効果を得るためには、0.05%以上の含有を必要する。しかし、2.0%以上の添加を行うとスケール直下に生成するCu濃化層起因の鋼板割れが問題となるため、添加する場合は、0.05〜2.0%とする。なお好ましくは0.1〜1.5%である。
Cuは、母材、継手靭性を大きく劣化させることなく高強度化が可能な元素で、その効果を得るためには、0.05%以上の含有を必要する。しかし、2.0%以上の添加を行うとスケール直下に生成するCu濃化層起因の鋼板割れが問題となるため、添加する場合は、0.05〜2.0%とする。なお好ましくは0.1〜1.5%である。
Cr:0.05〜0.30%
Crは、鋼の焼入れ性の向上を介して強度を向上させる元素であるが、過剰に添加すると継手CTOD特性を低下させるため、添加する場合は、0.05〜0.30%とする。
Crは、鋼の焼入れ性の向上を介して強度を向上させる元素であるが、過剰に添加すると継手CTOD特性を低下させるため、添加する場合は、0.05〜0.30%とする。
Mo:0.05〜0.30%
Moは、鋼の焼入れ性の向上を介して強度を向上させる元素であるが、過剰に添加すると継手CTOD特性を低下させる。このため、添加する場合は0.05〜0.30%とする。
Moは、鋼の焼入れ性の向上を介して強度を向上させる元素であるが、過剰に添加すると継手CTOD特性を低下させる。このため、添加する場合は0.05〜0.30%とする。
Nb:0.005〜0.035%
Nbは、オーステナイト相の未再結晶温度域を広げる元素であり、未再結晶域圧延を効率的に行い微細組織を得るために有効な元素である。その効果を得るためには0.005%以上の含有を必要とする。しかしながら、0.035%を超えると継手CTOD特性の低下を招くため、添加する場合は、0.005〜0.035%とする。
Nbは、オーステナイト相の未再結晶温度域を広げる元素であり、未再結晶域圧延を効率的に行い微細組織を得るために有効な元素である。その効果を得るためには0.005%以上の含有を必要とする。しかしながら、0.035%を超えると継手CTOD特性の低下を招くため、添加する場合は、0.005〜0.035%とする。
V:0.01〜0.10%
Vは、母材の強度を向上させる元素であり、0.01%以上の添加で効果を発揮する。しかし、0.10%を超えるとHAZ靭性の低下を招くため、添加する場合は、0.01〜0.10%とする。なお好ましくは0.02〜0.05%である。
Vは、母材の強度を向上させる元素であり、0.01%以上の添加で効果を発揮する。しかし、0.10%を超えるとHAZ靭性の低下を招くため、添加する場合は、0.01〜0.10%とする。なお好ましくは0.02〜0.05%である。
W:0.01〜0.50%
Wは、母材の強度を向上させる元素であり、0.01%以上の添加で効果を発揮する。しかし、0.50%を超えるとHAZ靭性の低下を招くため、添加する場合は、0.01〜0.50%とする。なお好ましくは0.05〜0.35%である。
Wは、母材の強度を向上させる元素であり、0.01%以上の添加で効果を発揮する。しかし、0.50%を超えるとHAZ靭性の低下を招くため、添加する場合は、0.01〜0.50%とする。なお好ましくは0.05〜0.35%である。
B:0.0005〜0.0020%
Bは、極微量の含有で焼入れ性を向上させ、それにより鋼板の強度を向上させるのに有効な元素であり、このような効果を得るには0.0005%以上の含有を必要とする。しかし、0.0020%を超えて含有すると、HAZ靭性が低下するようになるため、添加する場合は、0.0005〜0.0020%とする。
Bは、極微量の含有で焼入れ性を向上させ、それにより鋼板の強度を向上させるのに有効な元素であり、このような効果を得るには0.0005%以上の含有を必要とする。しかし、0.0020%を超えて含有すると、HAZ靭性が低下するようになるため、添加する場合は、0.0005〜0.0020%とする。
REM:0.0020〜0.0200%
REMは、酸硫化物系介在物を形成することでHAZのオーステナイト粒成長を抑制しHAZ靭性を向上させる。このような効果を得るためには、0.0020%以上の含有を必要とする。しかし、0.0200%を超える過剰の含有は、母材、HAZ靭性を低下させるようになるため、添加する場合は0.0020〜0.0200%とする。
REMは、酸硫化物系介在物を形成することでHAZのオーステナイト粒成長を抑制しHAZ靭性を向上させる。このような効果を得るためには、0.0020%以上の含有を必要とする。しかし、0.0200%を超える過剰の含有は、母材、HAZ靭性を低下させるようになるため、添加する場合は0.0020〜0.0200%とする。
Mg:0.0002〜0.0060%
Mgは、酸化物系介在物を形成することで溶接熱影響部においてオーステナイト粒の成長を抑制し、溶接熱影響部靭性の改善に有効な元素である。このような効果を得るには0.0002%以上の含有が必要である。しかし、0.0060%を超える含有は、効果が飽和して含有量に見合う効果が期待できずに経済的に不利となるため、添加する場合は0.0002〜0.0060%とする。
2.母材のミクロ組織
SC/ICHAZ境界の継手CTOD特性を向上させるため、中心偏析が存在しやすい、板厚中心での結晶粒微細化により母材靭性が向上するように、板厚中心での母材ミクロ組織の有効結晶粒径を20μm以下とする。母材ミクロ組織の相は、所望する強度が得られれば良く、特に規定しない。なお、本発明における有効結晶粒径とは、隣接する結晶粒との方位差が15°以上の大角粒界で囲まれた結晶粒の円相当直径である。
3.介在物について
CaとMnを含む硫化物とAlを含む酸化物の複合介在物:円相当直径が0.1μm以上で25〜250個/mm2
Mnを含んだ硫化物が形成される際、介在物周囲にMn希薄域が形成されることで変態核として有効となる。さらに硫化物にCaも含有されることで高融点下し、HAZの溶接線近傍の昇温でも残存しオーステナイト粒成長抑制効果と変態核効果が発揮される。このような効果を得るため、複合介在物は円相当直径を0.1μm以上の大きさとし、板厚の1/4と1/2のそれぞれの位置において、25〜250個/mm2、好ましくは35〜170個/mm2とする。
4.製造方法について
製造方法について、各条件の限定理由を以下に述べる。なお以下の温度は特に断らない限り鋼材の表面温度とする。
Mgは、酸化物系介在物を形成することで溶接熱影響部においてオーステナイト粒の成長を抑制し、溶接熱影響部靭性の改善に有効な元素である。このような効果を得るには0.0002%以上の含有が必要である。しかし、0.0060%を超える含有は、効果が飽和して含有量に見合う効果が期待できずに経済的に不利となるため、添加する場合は0.0002〜0.0060%とする。
2.母材のミクロ組織
SC/ICHAZ境界の継手CTOD特性を向上させるため、中心偏析が存在しやすい、板厚中心での結晶粒微細化により母材靭性が向上するように、板厚中心での母材ミクロ組織の有効結晶粒径を20μm以下とする。母材ミクロ組織の相は、所望する強度が得られれば良く、特に規定しない。なお、本発明における有効結晶粒径とは、隣接する結晶粒との方位差が15°以上の大角粒界で囲まれた結晶粒の円相当直径である。
3.介在物について
CaとMnを含む硫化物とAlを含む酸化物の複合介在物:円相当直径が0.1μm以上で25〜250個/mm2
Mnを含んだ硫化物が形成される際、介在物周囲にMn希薄域が形成されることで変態核として有効となる。さらに硫化物にCaも含有されることで高融点下し、HAZの溶接線近傍の昇温でも残存しオーステナイト粒成長抑制効果と変態核効果が発揮される。このような効果を得るため、複合介在物は円相当直径を0.1μm以上の大きさとし、板厚の1/4と1/2のそれぞれの位置において、25〜250個/mm2、好ましくは35〜170個/mm2とする。
4.製造方法について
製造方法について、各条件の限定理由を以下に述べる。なお以下の温度は特に断らない限り鋼材の表面温度とする。
鋼片の加熱条件
鋼片は連続鋳造によるものとし、950℃以上1200℃以下に加熱する。加熱温度が950℃より低くなると加熱時に未変態領域が残存し、凝固時の粗大組織が残存してしまうため所望の細粒組織が得られなくなる。一方、加熱温度が1200℃よりも高くなると、オーステナイト粒が粗大になり制御圧延後に所望の細粒組織が得られなくなる。このため、加熱温度を950℃以上1200℃以下に限定する。なお好ましくは970℃以上1170℃以下である。
鋼片は連続鋳造によるものとし、950℃以上1200℃以下に加熱する。加熱温度が950℃より低くなると加熱時に未変態領域が残存し、凝固時の粗大組織が残存してしまうため所望の細粒組織が得られなくなる。一方、加熱温度が1200℃よりも高くなると、オーステナイト粒が粗大になり制御圧延後に所望の細粒組織が得られなくなる。このため、加熱温度を950℃以上1200℃以下に限定する。なお好ましくは970℃以上1170℃以下である。
熱間圧延条件
熱間圧延は再結晶温度域のパス条件と未再結晶温度域のパス条件を規定する。再結晶温度域では、板厚中心温度が950℃以上における圧下率/パスが8%以上の圧下を累積圧下率が30%以上となるように行う。もしくは、再結晶温度域では、板厚中心温度が950℃以上における圧下率/パスが5%以上の圧下を累積圧下率が33%以上となるように行う。
熱間圧延は再結晶温度域のパス条件と未再結晶温度域のパス条件を規定する。再結晶温度域では、板厚中心温度が950℃以上における圧下率/パスが8%以上の圧下を累積圧下率が30%以上となるように行う。もしくは、再結晶温度域では、板厚中心温度が950℃以上における圧下率/パスが5%以上の圧下を累積圧下率が33%以上となるように行う。
950℃未満での圧延では再結晶が起こり難くなり、オーステナイト粒の微細化が不十分となるため、950℃以上に限定した。
また、圧下率/パスが8%未満の圧下では再結晶による細粒化が生じない。圧下率/パスが8%以上の圧下でも、累積圧下量が30%以下では再結晶による結晶粒微細化が不十分であるため、圧下率/パスが8%以上の圧下の累積圧下率を30%以上とする。また、本発明者らがさらに検討したところ、圧下率/パスが5%以上の圧下でも、累積圧下量を33%以上にすることにより、再結晶による結晶粒微細化が十分に起こることがわかった。したがって、圧下率/パスが5%以上の圧下の場合、累積圧下率を33%以上とする。
未再結晶温度域では、板厚中心温度が950℃未満での累積圧下率が40%以上
本発明鋼は950℃未満での圧延では再結晶が起こり難くなり、導入された歪みは再結晶に消費されずに蓄積され、後の冷却時の変態核として作用することで最終組織が微細化する。また、累積圧下率が40%未満では結晶粒微細化効果が不十分であるため、板厚中心温度が950℃未満での累積圧下率を40%以上に限定した。
本発明鋼は950℃未満での圧延では再結晶が起こり難くなり、導入された歪みは再結晶に消費されずに蓄積され、後の冷却時の変態核として作用することで最終組織が微細化する。また、累積圧下率が40%未満では結晶粒微細化効果が不十分であるため、板厚中心温度が950℃未満での累積圧下率を40%以上に限定した。
冷却条件
熱間圧延後の冷却は、板厚中心位置における、700−500℃間での平均冷速が3〜50℃/secとなるように行い、冷却停止温度は600℃以下とする。
熱間圧延後の冷却は、板厚中心位置における、700−500℃間での平均冷速が3〜50℃/secとなるように行い、冷却停止温度は600℃以下とする。
板厚中心位置での平均冷速が3℃/sec未満になると、母材組織に粗大なフェライト相が生じるためSC/ICHAZのCTOD特性が劣化する。一方、平均冷速が50℃/secよりも大きくなると、母材強度の増加によりSC/ICHAZのCTOD特性が劣化するため、板厚中心位置での700−500℃間の平均冷速を3〜50℃/secに限定した。冷却停止温度が600℃超えでは、冷却による変態強化が不十分で母材強度が不足するため、600℃以下とする。
母材の強度を低下させ、靭性を向上させる場合、冷却停止後、700℃以下で焼戻しを行う。焼戻し温度が700℃よりも高くなると、粗大フェライト相が生成して、SCHAZの靭性が劣化するため、700℃以下に限定した。なお、650℃以下が好ましい。
表1に供試鋼の組成を示す。なお、垂直部長さ17mの連続鋳造機にて、鋳造速度0.2〜0.4m/分、冷却帯の水量密度1000〜2000l/min.・m2の条件で連続鋳造された鋼片を用いた。鋼種A〜Kは成分組成が本発明の範囲を満足する発明例であり、鋼種L〜Tは成分組成が本発明の範囲外の比較例である。これらの鋼種を用いて表2に示す製造条件により厚鋼板を製造した。また、得られた厚鋼板毎に、多層盛溶接継手を作成した。熱間圧延時に板長手、幅、板厚中心位置に熱電対を取り付け板厚中心温度を実測した。
各厚鋼板毎に、母材の強度と板厚方向での介在物の分布状態を調査した。平均有効結晶粒径の測定は、板の長手、幅、板厚方向中心よりサンプルを採取し、鏡面研磨仕上げを行った後下記の条件でEBSP解析を行い、得られた結晶方位マップより隣接する結晶粒との方位差が15°以上の大角粒界で囲まれた組織の円相当直径を有効結晶粒径として評価した。
EBSP条件
解析領域:板厚中心の1mm×1mm領域
ステップサイズ:0.4μm
介在物の密度測定は、板の長手、幅、板厚方向の板厚の1/4、1/2位置よりサンプルを採取し、ダイヤモンドバフ+アルコールで鏡面研磨仕上げを行った後、電界放出型走査型電子顕微鏡(FE−SEM)を用いて1mm×1mmの評価領域に存在する介在物をEDX分析により同定し、合わせて介在物密度を評価した。なお介在物種類の評価は、ZAF法で定量化した介在物の化学組成に対し各種元素が原子分率で3%以上含まれる場合、その元素が含まれる介在物であると判断した。
解析領域:板厚中心の1mm×1mm領域
ステップサイズ:0.4μm
介在物の密度測定は、板の長手、幅、板厚方向の板厚の1/4、1/2位置よりサンプルを採取し、ダイヤモンドバフ+アルコールで鏡面研磨仕上げを行った後、電界放出型走査型電子顕微鏡(FE−SEM)を用いて1mm×1mmの評価領域に存在する介在物をEDX分析により同定し、合わせて介在物密度を評価した。なお介在物種類の評価は、ZAF法で定量化した介在物の化学組成に対し各種元素が原子分率で3%以上含まれる場合、その元素が含まれる介在物であると判断した。
引張試験は、板厚(t)の1/4位置から板幅方向に平行に平行部直径14mm、平行部長さ70mmの丸棒引張試験片を採取し、EN10002−1に従って引張試験を行った。なお、表2に示す降伏強度は上降伏点が現れた場合は上降伏応力を、上降伏点が現れなかった場合は0.2%耐力を用いている。
継手CTOD試験に使用する溶接継手はK開先形状、入熱量5.0kJ/mmのサブマージアーク溶接(多層溶接)を用い作成した。試験方法はBS規格EN10225(2009)に準拠し、t(板厚)×t(板厚)の断面形状の試験片を用い、試験温度−20℃においてCTOD値(δ)を評価した。各鋼種に対し各切欠位置毎に3本ずつ試験し平均CTOD値が0.35mm以上であるものを継手CTOD特性に優れた鋼板とした。
切欠位置はK開先の直側のCGHAZと、SC/ICHAZ境界のそれぞれとした。試験後、試験片破面で、疲労予亀裂の先端がEN10225(2009)で規定するCGHAZと、SC/ICHAZ境界のそれぞれにあることを確認した。なお、多層溶接の継手CTOD試験の場合、切欠位置がCGHAZであっても、一定量のICCGHAZが含まれるため、試験結果には、CGHAZとICCGHAZの両方の靭性が反映される。
表2に試験結果を示す。No.1〜11は本発明の化学成分、母材の有効結晶粒径、介在物密度、製造条件ともに発明の範囲を満足する発明例であり、母材引張強度、継手のCGHAZ、SC/ICHAZ境界共に優れた継手CTOD特性を示す。
一方、No.12〜27は比較例でCGHAZおよび/またはSC/ICHAZ境界の継手CTOD特性が劣位である。
No.12はC量が多くHAZ組織が靭性の劣る硬質組織となったためCGHAZの継手CTOD値が低い。
No.13はTi/Nが小さくHAZ組織の粗大化抑制に必要なTiN量が少なくHAZ靭性に対して有害な固溶N量が多いためCGHAZの継手CTOD値が低い。
No.14はACRが大きく硫化物系介在物の主体組織はCaSとなり、HAZ組織の微細化に必要なCa系複合介在物量が少ないためCGHAZの継手CTOD値が低い。
No.15はTi/Nが大きく、粗大TiCの析出や固溶Tiの存在によりHAZ靭性が低減したためCGHAZ、SC/ICHAZ境界の継手CTOD値が低い。
No.16はCa量が小さくHAZ組織の微細化に必要なCa系複合介在物量が少ないためCGHAZの継手CTOD値が低い。
No.17はCeqが大きくHAZ組織が靭性の劣る硬質組織となったためCGHAZの継手CTOD値が低い。
No.18はPcmが大きくHAZ組織が靭性の劣る硬質組織となったためCGHAZの継手CTOD値が低い。
No.19はTi量が小さくHAZ組織の粗大化抑制に必要なTiN量が少ないためCGHAZの継手CTOD値が低い。
No.20はACRが小さく硫化物系介在物の主体組織はMnSとなり、HAZ組織の微細化に必要なCa系複合介在物量が少ないためCGHAZの継手CTOD値が低い。
No.21はCa量が大きく介在物量の増加によりCGHAZ、SC/ICHAZ境界の継手CTOD値が低い。
No.22は冷却速度が遅く粗大フェライトの生成により母材の有効結晶粒径が粗大となったためSC/ICHAZ境界の継手CTOD値が低い。
No.23は焼戻し温度が高く粗大フェライトの生成により母材の有効結晶粒径が粗大となったためSC/ICHAZ境界の継手CTOD値が低い。
No.24は加熱温度が低く鋳造組織が残って母材の有効結晶粒径が粗大となったためSC/ICHAZ境界の継手CTOD値が低い。
No.25は未再結晶域の圧下量が小さく母材の有効結晶粒径が粗大となったためSC/ICHAZ境界の継手CTOD値が低い。
No.26は加熱温度が高く高温加熱時の粒成長により母材の有効結晶粒径が粗大となったためSC/ICHAZ境界の継手CTOD値が低い。
No.27は再結晶域の圧下量が小さく母材の有効結晶粒径が粗大となったためSC/ICHAZ境界の継手CTOD値が低い。
Claims (5)
- 質量%で、成分組成が、C:0.03〜0.12%、Si:0.5%以下、Mn:1.0〜2.0%、P:0.015%以下、S:0.0005〜0.0050%、Al:0.005〜0.060%、Ni:0.5〜2.0%、Ti:0.005〜0.030%、N:0.0015〜0.0065%、O:0.0010〜0.0050%、Ca:0.0005〜0.0060%を含み、(1)〜(4)の各式を満足し、残部Feおよび不可避的不純物からなり、板厚中心における母材の有効結晶粒径が20μm以下、板厚(t:mm)の1/4と1/2のそれぞれにおいてCaとMnを含む硫化物とAlを含む酸化物からなる円相当直径0.1μm以上の複合介在物が25〜250個/mm2存在する多層溶接継手CTOD特性に優れた厚鋼板。
1.5≦Ti/N≦5.0 (1)
0.43≦Ceq(=[C]+[Mn]/6+([Cu]+[Ni])/15+([Cr]+[Mo]+[V])/5)≦0.50 (2)
0.18≦Pcm(=[C]+[Si]/30+([Mn]+[Cu]+[Cr])/20+[Ni]/60+[Mo]/15+[V]/10+5[B])≦0.22 (3)
0.2<(Ca−(0.18+130×Ca)×O)/(1.25×S)<1.4 (4)
(1)〜(4)式において、各合金元素は含有量(質量%)とする。 - 更に、質量%で、Cu:0.05〜2.0%、Cr:0.05〜0.30%、Mo:0.05〜0.30%、Nb:0.005〜0.035%、V:0.01〜0.10%、W:0.01〜0.50%、B:0.0005〜0.0020%、REM:0.0020〜0.0200%、Mg:0.0002〜0.0060%のうちの1種または2種以上を含むことを特徴とする請求項1に記載の多層溶接継手CTOD特性に優れた厚鋼板。
- 請求項1または2記載の成分組成の鋼片を950℃以上1200℃以下に加熱し、板厚中心温度が950℃以上における圧下率/パスが8%以上のパスの累積圧下率が30%以上、板厚中心温度が950℃未満での累積圧下率が40%以上となる熱間圧延後、板厚中心での700−500℃間の平均冷却速度が3〜50℃/secとなる冷却を600℃以下まで行うことを特徴とする多層溶接継手CTOD特性に優れた請求項1または2に記載の厚鋼板の製造方法。
- 請求項1または2記載の成分組成の鋼片を950℃以上1200℃以下に加熱し、板厚中心温度が950℃以上における圧下率/パスが5%以上のパスの累積圧下率が33%以上、板厚中心温度が950℃未満での累積圧下率が40%以上となる熱間圧延後、板厚中心での700−500℃間の平均冷却速度が3〜50℃/secとなる冷却を600℃以下まで行うことを特徴とする請求項1または2記載の多層溶接継手CTOD特性に優れた厚鋼板の製造方法。
- 冷却後、700℃以下の温度で焼戻し処理を行うことを特徴とする請求項3または4に記載の多層溶接継手CTOD特性に優れた厚鋼板の製造方法。
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Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP5733484B1 (ja) * | 2014-09-05 | 2015-06-10 | Jfeスチール株式会社 | 多層溶接継手ctod特性に優れた厚鋼板およびその製造方法 |
Families Citing this family (7)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2015151521A1 (ja) * | 2014-03-31 | 2015-10-08 | Jfeスチール株式会社 | 溶接継手 |
CN106756614B (zh) * | 2016-11-26 | 2018-08-31 | 江阴兴澄特种钢铁有限公司 | 耐海洋大气、海水飞溅腐蚀的210mm厚易焊接F690钢板 |
KR101908818B1 (ko) | 2016-12-23 | 2018-10-16 | 주식회사 포스코 | 저온에서의 파괴 개시 및 전파 저항성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법 |
JP6477993B1 (ja) * | 2017-05-22 | 2019-03-06 | Jfeスチール株式会社 | 厚鋼板およびその製造方法 |
JP6816739B2 (ja) * | 2018-04-05 | 2021-01-20 | Jfeスチール株式会社 | 鋼板およびその製造方法 |
CN110408840A (zh) * | 2018-04-27 | 2019-11-05 | 宝山钢铁股份有限公司 | 具有优良焊接接头ctod性能的超高强度海洋工程用钢及其制造方法 |
KR102237486B1 (ko) * | 2019-10-01 | 2021-04-08 | 주식회사 포스코 | 중심부 극저온 변형시효충격인성이 우수한 고강도 극후물 강재 및 그 제조방법 |
Citations (8)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH0277521A (ja) * | 1988-09-13 | 1990-03-16 | Kawasaki Steel Corp | 板厚方向の均質性に優れた溶接用超高張力鋼板の製造方法 |
JPH05271766A (ja) * | 1992-03-30 | 1993-10-19 | Nippon Steel Corp | 耐水素誘起割れ性の優れた高強度鋼板の製造方法 |
JPH1017982A (ja) * | 1996-06-28 | 1998-01-20 | Nippon Steel Corp | 耐破壊性能に優れた建築用低降伏比高張力鋼材及びその製造方法 |
JPH11140582A (ja) * | 1997-11-11 | 1999-05-25 | Kawasaki Steel Corp | 溶接熱影響部靱性に優れた高靱性厚鋼板およびその製造方法 |
WO2009072753A1 (en) * | 2007-12-04 | 2009-06-11 | Posco | High-strength steel sheet with excellent low temperature toughness and manufacturing method thereof |
JP2010202949A (ja) * | 2009-03-05 | 2010-09-16 | Sumitomo Metal Ind Ltd | ラインパイプ用鋼材の製造方法 |
JP2012162797A (ja) * | 2011-01-18 | 2012-08-30 | Kobe Steel Ltd | 溶接熱影響部の靱性に優れた鋼材およびその製造方法 |
JP2013023713A (ja) * | 2011-07-19 | 2013-02-04 | Jfe Steel Corp | Sr後の溶接部靱性に優れた低降伏比耐hic溶接鋼管およびその製造方法 |
Family Cites Families (11)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS60184663A (ja) | 1984-02-29 | 1985-09-20 | Kawasaki Steel Corp | 大入熱溶接用低温用高張力鋼 |
JPS61253344A (ja) | 1985-05-01 | 1986-11-11 | Kawasaki Steel Corp | 大入熱溶接用鋼板とその製造方法 |
JPH0353367A (ja) | 1989-07-20 | 1991-03-07 | Toshiba Corp | 分散型情報処理システム |
JP3045856B2 (ja) | 1991-11-13 | 2000-05-29 | 川崎製鉄株式会社 | 高靱性Cu含有高張力鋼の製造方法 |
JP3218447B2 (ja) | 1994-04-22 | 2001-10-15 | 新日本製鐵株式会社 | 優れた低温靱性を有する耐サワー薄手高強度鋼板の製造方法 |
JP4356950B2 (ja) * | 2006-12-15 | 2009-11-04 | 株式会社神戸製鋼所 | 耐応力除去焼鈍特性と溶接性に優れた高強度鋼板 |
TW201026860A (en) * | 2008-10-23 | 2010-07-16 | Nippon Steel Corp | High tensile strength steel thick plate having excellent weldability and tensile strength of 780mpa or above, and process for manufacturing same |
JP5177310B2 (ja) | 2011-02-15 | 2013-04-03 | Jfeスチール株式会社 | 溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板およびその製造方法 |
JP5741378B2 (ja) | 2011-10-28 | 2015-07-01 | 新日鐵住金株式会社 | 靭性に優れた高張力鋼板およびその製造方法 |
JP5741379B2 (ja) | 2011-10-28 | 2015-07-01 | 新日鐵住金株式会社 | 靭性に優れた高張力鋼板およびその製造方法 |
KR101719943B1 (ko) * | 2013-03-12 | 2017-03-24 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 다층 용접 조인트 ctod 특성이 우수한 후강판 및 그 제조 방법 |
-
2014
- 2014-03-05 WO PCT/JP2014/001220 patent/WO2014141633A1/ja active Application Filing
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Patent Citations (8)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH0277521A (ja) * | 1988-09-13 | 1990-03-16 | Kawasaki Steel Corp | 板厚方向の均質性に優れた溶接用超高張力鋼板の製造方法 |
JPH05271766A (ja) * | 1992-03-30 | 1993-10-19 | Nippon Steel Corp | 耐水素誘起割れ性の優れた高強度鋼板の製造方法 |
JPH1017982A (ja) * | 1996-06-28 | 1998-01-20 | Nippon Steel Corp | 耐破壊性能に優れた建築用低降伏比高張力鋼材及びその製造方法 |
JPH11140582A (ja) * | 1997-11-11 | 1999-05-25 | Kawasaki Steel Corp | 溶接熱影響部靱性に優れた高靱性厚鋼板およびその製造方法 |
WO2009072753A1 (en) * | 2007-12-04 | 2009-06-11 | Posco | High-strength steel sheet with excellent low temperature toughness and manufacturing method thereof |
JP2010202949A (ja) * | 2009-03-05 | 2010-09-16 | Sumitomo Metal Ind Ltd | ラインパイプ用鋼材の製造方法 |
JP2012162797A (ja) * | 2011-01-18 | 2012-08-30 | Kobe Steel Ltd | 溶接熱影響部の靱性に優れた鋼材およびその製造方法 |
JP2013023713A (ja) * | 2011-07-19 | 2013-02-04 | Jfe Steel Corp | Sr後の溶接部靱性に優れた低降伏比耐hic溶接鋼管およびその製造方法 |
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP5733484B1 (ja) * | 2014-09-05 | 2015-06-10 | Jfeスチール株式会社 | 多層溶接継手ctod特性に優れた厚鋼板およびその製造方法 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
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KR20150126031A (ko) | 2015-11-10 |
US10036079B2 (en) | 2018-07-31 |
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