JP5493658B2 - 大入熱溶接熱影響部靱性に優れた非調質厚肉高張力鋼の製造方法。 - Google Patents

Description

本発明は、大入熱溶接熱影響部靱性に優れた非調質厚肉高張力鋼の製造方法に関し、溶接入熱量が３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接でも溶接熱影響部の靭性と継手の引張強度に優れる、降伏強度が５００Ｎ／ｍｍ^２級以上で板厚が４０ｍｍ以上のものの製造方法に関する。

大入熱溶接による溶接熱影響部靱性の低下に対しては、従来、（１）鋼中に分散する粒子（介在物）によるピンニング効果に基づく結晶粒の粗大化防止（結晶粒の微細化）、（２）オーステナイト結晶粒内のフェライト変態促進に基づく変態組織及び有効結晶粒の微細化、（３）ＭＡ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）に代表される局所的な脆化相の生成抑制、（４）地組織の靭性改善が有効とされ、これらを組み合わせた大入熱溶接用鋼が種々提案されている。

例えば、特許文献１には固溶Ｎの低減と酸化物による粒径微細化効果により靭性を改善することが記載され、特許文献２にはボンド部では固溶Ｎを低減し、ボンド部から若干離れた位置ではＴｉＮの適量添加によるフェライト粒の微細化で靭性を改善することが記載されている。更に、靭性を向上させる場合、Ｃａを添加して硫化物（サルファイド）の形態制御をおこなって溶接熱影響部の靭性を向上させる。特許文献３には硫化物（サルファイド）の形態制御のためＲＥＭを添加することが記載されている。

このような大入熱溶接用鋼が開発される一方、近年、入熱量はますます増大し４００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接が高強度で厚肉な鋼材に適用されたり、入熱量は低くても従来より低温での溶接熱影響部の靭性確保が要求されるようになり、新たな大入熱溶接用鋼が要望され、例えば、特許文献４〜６が提案されている。

特許文献４は、４００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接でも良好な溶接熱影響部靱性を確保する鋼材に関し、高温領域でのオーステナイトの粗大化を抑制するとともに、その後の冷却過程におけるフェライト変態も促進させるように、変態核となる硫化物の形態制御に必要なＣａを適正に含有させて、変態核を微細に分散させることを特徴とする。

特許文献５は溶接熱影響部靭性に優れた板厚５０〜１００ｍｍの厚手高強度Ｎｉ含有鋼に関し、溶接入熱は２０ｋＪ／ｍｍ程度であるが、−４０℃での低温靭性を確保するため、Ｎｉを除く他の合金元素の添加量を厳格に管理し、大入熱溶接熱影響部のミクロ偏析部のＭＡ生成を抑制することが記載されている。

特許文献６は、入熱量５０ｋＪ／ｍｍ以上の超大入熱溶接の溶接熱影響部靭性を向上させるため、ＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑制するＴｉ系炭窒化物を、高温でのδフェライト温度域を縮小させることにより、微細分散させることが記載されている。

特開２００１−１０７１７７号公報 特開昭６０−２０４８６３号公報 特公平４−１４１８０号公報 特許第３５４６３０８号公報 特開２００５−２５６１６１号公報 特開２００７−２３９０９０号公報

ところで、溶接構造物の大型化とともに使用される鋼材は高強度厚肉化し、各分野で４０ｍｍを超える厚鋼鈑が採用される様になってきている。
例えば、造船分野では、コンテナ船の強力甲板の縦強度部材に板厚７０〜８０ｍｍの降伏応力３９０Ｎ／ｍｍ^２級高強度部材が適用され、近年では板厚５０ｍｍの降伏応力４６０Ｎ／ｍｍ^２級鋼が採用された。降伏応力４６０Ｎ／ｍｍ^２級鋼は更なる板厚拡大が予想される。

上述したように、高強度厚肉材で大入熱溶接熱影響部に優れる鋼は開発されているものの、本発明者らが、降伏強度５００Ｎ／ｍｍ^２以上の高強度厚肉材に適用した結果、所望する大入熱溶接熱影響部靭性が得られないことが判明した。特に、例えば、特許文献５のようにＮｉを利用した技術では高強度化に限界があると考えられる。また、特許文献６においても、Ｎｉの添加は好ましくは０．２％以上とされており、実施例でもＮｉを添加した成分系が記載されており、実質的にＮｉ添加を必須とする技術なので、ＭＡ生成にともなう溶接熱影響部靱性への悪影響が懸念される。

このように、降伏強度が４６０Ｎ／ｍｍ^２クラスを超え、５００Ｎ／ｍｍ^２以上となるような成分系においては、溶接入熱量が４００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を施したときのボンド部組織に、島状マルテンサイトと呼ばれる硬質の脆化組織が数％形成し、靭性のさらなる向上が困難となっている。更に、高強度厚肉材の大入熱溶接継手では、継手に軟化部が生じるため、継手強度の確保も検討課題とされる。

そこで、本発明は、降伏強度が５００Ｎ／ｍｍ^２級以上のかつ板厚が４０ｍｍ以上の、溶接入熱量が３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接でも溶接熱影響部の靭性と継手の引張り強度に優れる鋼材を提供することを目的とする。

発明者らは、上記課題を解決するため、基本成分組成を高価なＮｉを少量、若しくは無添加とし、Ｍｎを従来よりも多く添加し、かつ適量のＮｂを添加し、Ｎの添加量を高めたものとした鋼の、大入熱溶接部の熱影響部靭性について鋭意検討し、以下の知見を得た。
１．Ｃ量を０．０３〜０．０８％に制限し、Ｍｎ、ＮｂおよびＮを添加した成分組成は大入熱溶接熱影響部でのＭＡの生成を抑制し、かつ母材強度を高めるために有効である。

すなわち、ＭｎはＮｉほどＭＡの生成を促進しないため熱影響部靭性の向上には有利である。しかしながら、Ｍｎは比較的偏析しやすい元素であるため、ミクロ偏析部やマクロ偏析部ではＭＡを生成するため、Ｍｎ量の増大だけに頼るのではなく、ＮｂとＮを一定量以上添加する。
２．Ｎｂを変態温度の調整のために添加して、高温でのフェライト生成を抑制することがＭＡの抑制に有効である。

すなわち、ＭＡの生成は熱影響部のフェライト変態に伴い、未変態オーステナイトにＣが濃縮するために起こる。フェライト変態が核生成頻度の小さい高温で起こると、フェライトが成長しその結果、未変態オーステナイトへの濃縮度が大きく、ＭＡが生成しやすい。

フェライト変態が、より低温で、より多くのフェライト変態核より発生すると、Ｃの濃縮は軽減されてＭＡの生成が抑制される。
３．また、Ｎｂ添加は、溶接熱影響部の軟化を抑制し、継手強度の確保に有効である。溶接熱影響部の軟化は溶接ボンド部よりも離れた領域、すなわち最高加熱温度が７００〜１２００℃となる領域で顕著で、この領域の軟化を抑制し、強度を保つためには、Ｎｂ添加による変態強化と析出強化を最大限活用することが最も効果的である。

そのため、Ｎｂ添加量のみならず製造方法、具体的には加熱温度を規定して母材での固溶Ｎｂ量の制御を行う。
４．溶接熱影響部の微細化のため、Ｎを含有させＴｉＮおよびＢＮを変態核とする。また、変態核としてＣａ、Ｍｎの複合硫化物も利用する。

本発明は得られた知見をもと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：０．０３〜０．０８％
Ｓｉ：０．０２〜０．１５％
Ｍｎ：１．８〜２．５％
Ｎｉ：０．２０％未満
Ａｌ：０．００５〜０．０６％
Ｐ：０．０１５％以下
Ｓ：０．００５０％以下
Ｎｂ：０．０２５〜０．０４０％
Ｔｉ：０．００５〜０．０２％
Ｎ：０．００５５〜０．００９０％
Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％
Ｂ：０．０００５〜０．００２５％
を含有し残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ下記（１）式を満たす鋼素材を１１５０〜１２５０℃に加熱後、熱間圧延を施した後、加速冷却し、４５０℃〜３００℃の温度域にて冷却を停止し、その後は空冷することを特徴とする大入熱溶接熱影響部靱性に優れた非調質厚肉高張力鋼の製造方法。
記
０＜（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓ＜１ （１）
ただし、Ｃａ、Ｏ、Ｓは各成分の含有量（質量％）をあらわす。
２．鋼組成として、更に質量％で
Ｖ：０．０４％以下
Ｃｕ：１．０％以下
Ｃｒ：０．７％以下
Ｍｏ：０．７％以下
Ｗ：０．５％以下
の１種または２種以上を含有する１記載の大入熱溶接熱影響部靱性に優れた非調質厚肉高張力鋼の製造方法。

本発明によれば、造船、建築、土木等の各種構造物に好適な、溶接入熱量が３００ｋＪ
／ｃｍを超える大入熱溶接でも溶接熱影響部の靭性に優れ、降伏強度が５００Ｎ／ｍｍ^２以上でかつ板厚が４０ｍｍ以上の溶接用鋼材が得られ産業上極めて有用である。

以下、本発明での成分限定理由と製造条件について説明する。
［成分組成］ 説明において％は質量％とする。
Ｃ：０．０３〜０．０８％
Ｃは鋼の強度を向上する元素であり、強度を確保するため０．０３％以上の含有を必要とする。一方、０．０８％を超えると、溶接性が劣化し、靭性も低下させるようになるため、０．０３〜０．０８％の範囲に規定した。なお、好ましくは０．０５〜０．０８％である。

Ｓｉ：０．０２〜０．１５％
Ｓｉは脱酸元素として、また、鋼の強化元素として有効であるが、０．０２％未満の含有量ではその効果が得られない。一方、０．１５％を超えると鋼の表面性状を損なうばかりか靭性が極端に劣化するため、０．０２％以上、０．１５％以下とする。

Ｍｎ：１．８〜２．５％
Ｍｎは本発明において重要な合金元素であり、強化元素として添加するが、１．８％より少ないとその効果が十分でなく、一方、２．５％を超えると溶接性が劣化し、鋼材コストも上昇するため、１．８％以上、２．５％以下とする。

Ｎｉ：０．２０％未満
Ｎｉは高強度鋼の大入熱溶接の溶接熱影響部においてＭＡの生成を促進するので、０．２０％未満とする。

Ａｌ：０．００５〜０．０６％
Ａｌは、脱酸剤として作用し、その効果を得るため、０．００５％以上の含有を必要とする。一方、０．０６％を超えて含有すると、靭性を低下させるとともに、溶接した場合に、溶接金属部の靭性を低下させるため、０．００５〜０．０６％とする。好ましくは、０．０２〜０．０５％である。

Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５０％以下
Ｐは、０．０１５％を超えて添加すると、溶接部の靭性を劣化させる。Ｓは、０．００５０％を超えて添加すると、母材および溶接部の靭性を劣化させる。生産性を損なわない範囲で、含有量を低下させることが好ましい。

Ｎｂ：０．０２５〜０．０４０％
Ｎｂは制御圧延を行う鋼で不可欠な元素であり、鋼の強化に有効に作用する。また、適量の添加により、ＭＡの生成を抑制して熱影響部靭性を向上させる。さらに、溶接熱影響部の軟化を抑制する効果が大きく、継手強度の低下を防ぐことができる。そのような効果を得るため、０．０２５％以上とする。一方、０．０４０％を超える多量の添加は析出硬化により熱影響部靭性を低下させるので、０．０２５〜０．０４０％とする。

Ｔｉ：０．００５〜０．０２％
Ｔｉは凝固時にＴｉＮとなって析出し、溶接部でのオーステナイトの粗大化抑制やフェライト変態核となって高靭性化に寄与する。０．００５％未満ではその効果が少なく、一方、０．０２％を超えるとＴｉＮ粒子の粗大化によって期待する効果が得られなくなるため、０．００５〜０．０２％とする。

Ｎ：０．００５５〜０．００９０％
Ｎは、ＴｉＮの必要量を確保するうえで必要な元素であり、本発明では０．００５５％未満では十分なＴｉＮ量が得られず、高靭性化が達成されない。一方、０．００９０％を超えると溶接熱サイクルによってＴｉＮが溶解する領域における固溶Ｎ量の増加のために溶接部靭性を著しく低下させるため、０．００５５〜０．００９０％とする。

Ｃａ：０．０００５％〜０．００３０％
Ｃａは、Ｓの固定による靭性改善効果を有する元素である。このような効果を発揮させるには少なくとも０．０００５％は含有することが必要であるが、０．００３０％を超えて含有しても効果が飽和するため、０．０００５％〜０．００３０％とする。

Ｂ：０．０００５〜０．００２５％
Ｂは溶接熱影響部でＴｉＮが溶解して放出されるＮをＢＮとして固定し、溶接部靭性の劣化を抑制するとともに、ＢＮがフェライト生成核となって、組織の微細化とＭＡの生成を抑制し、溶接部靭性の向上に寄与する。また、焼入性を向上させ母材の強度確保に有効に寄与する。このような効果を得るため、０．０００５％以上を添加する。一方、０．００２５％以上を超えて添加してもその効果は飽和するため、０．０００５〜０．００２５％とする。

０＜（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓ＜１
ただし、Ｃａ，Ｏ，Ｓは各成分の含有量（質量％）とする。
本パラメータ式は、Ｃａ，Ｓ，Ｏの含有量のバランスを規定して、複合硫化物の形態を規定するもので、本パラメータ式の値が０以下の場合、ＣａＳが晶出しないため、ＳはＭｎＳ単独の形態で析出する。このＭｎＳはフェライト変態発生核となるが、本パラメータ式の値が０超えの場合に比べて溶接熱影響部で微細分散せず、ＭＡの発生を抑制する効果が少ない。一方、１以上になると、Ｓが完全にＣａによって固定され、フェライト生成核として作用するＭｎＳがＣａＳ上に析出しないため、本パラメータ式の値は０超え、１未満とする。ＣａＳ上にＭｎＳが析出した複合硫化物の形態となり、溶接熱影響部でのフェライト変態促進を通じて、溶接熱影響部の靱性を向上させる。

以上が本発明の基本成分組成であるが、更に特性を向上させるため、Ｖ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏの一種または二種以上を含有することが可能である。

Ｖ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ
Ｖ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗはいずれも鋼の焼入れ性を高める元素である。これらの元素は、圧延後の強度上昇に直接寄与するとともに、靭性、高温強度、あるいは耐候性などの機能向上のために添加することができるが、過度の添加は靭性や溶接性を劣化させるため、添加する場合には、上限を、それぞれ、Ｖは０．０４％、Ｃｕは１．０％、Ｃｒは０．７％、Ｍｏは０．７％、Ｗは０．５％とすることが好ましい。一方、含有量が０．０１％未満であると上記の効果が得られないため、添加する場合の含有量はいずれも０．０１％以上とすることが好ましい。

［製造条件］
上記成分組成の溶銑を転炉で精錬して鋼とした後、必要に応じてＲＨ脱ガスなどの脱ガス処理を行い、連続鋳造または造塊−分塊工程を経て鋼片とする。

加熱温度：１１５０〜１２５０℃
鋼片を１１５０〜１２５０℃に加熱してから熱間圧延を行う。ここで、鋼片の加熱温度が１１５０℃より低いと、ＮｂがＮｂ（ＣＮ）として析出したままで固溶Ｎｂ量が不十分となり、大入熱溶接熱影響部の軟化の抑制に寄与せず、継手強度が低下する。

一方、加熱温度が１２５０℃より高いとオーステナイト粒が粗大化し、靭性の低下を招くばかりか、酸化ロスが顕著となり、歩留が低下するので、加熱温度は１１５０〜１２５０℃とする。母材靭性の観点からは、好ましくは１１５０〜１２００℃である。

熱間圧延・加速冷却
熱間圧延・加速冷却条件は所望する板厚、強度および母材靭性が得られるように適宜選定すればよく本発明では特に規定しない。上記成分組成の鋼に制御圧延後、加速冷却を施すと、板厚が４０ｍｍ以上で降伏強度が５００Ｎ／ｍｍ^２以上の高強度厚鋼板の製造が可能である。

但し、仕上温度としては母材靭性の観点から９００〜６５０℃の範囲が好ましく、より好ましくは、８００〜７００℃の範囲である。仕上温度が９００℃より高いと圧延加工による細粒化が進まず、母材靭性を要求される場合には靭性が不十分となる場合がある。また仕上温度を６５０℃未満にしても靭性向上効果は飽和し、圧延能率が低下するだけである。加速冷却は、４５０℃〜３００℃の温度域にて冷却を停止し、その後は空冷する。冷却停止温度は４５０〜３００℃の温度域とする。冷却停止温度が４５０℃より高いと冷却停止後の空冷でＮｂがＮｂＣとして析出し、固溶Ｎｂが減少して、継手強度の低下を招く。一方、冷却停止温度が３００℃より低いと母材の靭性が低下する。以下、本発明の作用効果を実施例に基づいて説明する。

種々の組成の溶鋼を、転炉で溶製し、連続鋳造法で鋼素材（スラブ：２８０ｍｍ厚）とした後、板厚５０〜７０ｍｍに熱間圧延し、加速冷却を施して供試鋼とした。表１に成分組成を、表２に熱間圧延条件、加速冷却条件を示す。

得られた厚鋼板について、板厚の１／４部より平行部径１４ΦのＪＩＳ１４Ａ号試験片を採取し、引張試験を行い、降伏強度（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）を測定した。また、板厚の１／４部よりＪＩＳ４号衝撃試験片を採取し、シャルピー衝撃試験を行って、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を求めた。

さらに、各鋼板から採取した継手用試験板に、Ｖ開先を施し、エレクトロガスアーク溶接（溶接入熱３５０〜５５０ｋＪ／ｃｍ）により大入熱溶接継手を作製した。これら溶接継手から切欠き位置をボンド部とするＪＩＳ４号衝撃試験片を採取し、試験温度−４０℃でシャルピー衝撃試験を実施し、吸収エネルギー（ｖＥ−４０、３本平均値）を求めた。また、全厚の継手引張試験片を採取し、継手強度を測定した。本発明範囲は吸収エネルギー（ｖＥ−４０、３本平均値）７０Ｊ以上、継手強度６００Ｎ／ｍｍ^２以上とした。

表３に母材機械的特性の試験結果と大入熱溶接継手のシャルピー衝撃試験結果、継手引張試験結果を併せて示す。本発明例（製造Ｎｏ．１〜１６）は溶接継手ボンド部のｖＥ−４０が１６５Ｊ以上と優れた熱影響部の靭性を示し、また継手強度も６０５Ｎ／ｍｍ^２以上と高強度であった。一方、比較例（製造Ｎｏ．１８〜２６）は本発明例と比較してシャルピー衝撃試験結果、継手引張試験結果が劣っていた。

Claims (2)

1. 鋼組成が、質量％で
   Ｃ：０．０３〜０．０８％
   Ｓｉ：０．０２〜０．１５％
   Ｍｎ：１．８〜２．５％
   Ｎｉ：０．２０％未満
   Ａｌ：０．００５〜０．０６％
   Ｐ：０．０１５％以下
   Ｓ：０．００５０％以下
   Ｎｂ：０．０２５〜０．０４０％
   Ｔｉ：０．００５〜０．０２％
   Ｎ：０．００５５〜０．００９０％
   Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％
   Ｂ：０．０００５〜０．００２５％
   を含有し残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ下記（１）式を満たす鋼素材を１１５０〜１２５０℃に加熱後、熱間圧延を施した後、加速冷却し、４５０℃〜３００℃の温度域にて冷却を停止し、その後は空冷することを特徴とする大入熱溶接熱影響部靱性に優れた非調質厚肉高張力鋼の製造方法。
   記
   ０＜（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓ＜１ （１）
   ただし、Ｃａ、Ｏ、Ｓは各成分の含有量（質量％）をあらわす。
2. 鋼組成として、更に質量％で
   Ｖ：０．０４％以下
   Ｃｕ：１．０％以下
   Ｃｒ：０．７％以下
   Ｍｏ：０．７％以下
   Ｗ：０．５％以下
   の１種または２種以上を含有する請求項１記載の大入熱溶接熱影響部靱性に優れた非調質厚肉高張力鋼の製造方法。