JP5526685B2

JP5526685B2 - 大入熱溶接用鋼

Info

Publication number: JP5526685B2
Application number: JP2009226979A
Authority: JP
Inventors: 孝一中島; 智之横田; 公宏西村; 眞司三田尾
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2009-09-30
Filing date: 2009-09-30
Publication date: 2014-06-18
Anticipated expiration: 2029-09-30
Also published as: JP2011074448A

Description

本発明は、溶接入熱量が３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接の溶接熱影響部の低温靭性に優れた、降伏強度４６０Ｎ／ｍｍ^２以上の大入熱溶接用鋼に関する。

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−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ；島状マルテンサイト）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、ＴｉＮを微細分散させることによりオーステナイト粒の粗大化を抑制する技術は既に実用化されている。また、ＴｉＮ中にＮｂを含有させ、大入熱溶接時に固溶したＮｂによりオーステナイト粒の粗大化を抑制する技術（特許文献１）や、Ｔｉの酸化物を溶接熱影響部に分散させて溶接熱影響部の靱性を向上させる技術（特許文献２）も提案されている。

これらは、焼入れ性が低い成分組成で強度が低い鋼や、入熱量７０ｋＪ／ｃｍ程度の小入熱溶接で溶接する場合に有効であるものの、降伏強度が４６０Ｎ／ｍｍ^２以上で、比較的Ｃ量や合金添加量が多く添加された成分組成の鋼に入熱量３００ｋＪ／ｃｍの大入熱溶接を施し、ボンド部組織に、島状マルテンサイト（ＭＡ）と呼ばれる硬質の脆化組織が数％形成する場合には十分な効果が得られない。

一方で、溶接構造用鋼の高強度化の観点からは、降伏強度が４６０Ｎ／ｍｍ²以上の高強度鋼のニーズが高く、溶接熱影響部靭性とともに母材強度を確保することも重要な課題となっている。大入熱溶接用鋼材を高強度化する技術として、特許文献３〜５などが開示されている。特許文献３には、ＢとＭｏとを複合的に添加し、かつ添加Ｔｉ量やＮ量等を制御して変態前のオーステナイト素地に固溶しているＢ量を所定量確保することにより、母材の高強度化が可能であることが記載されている。また、特許文献４および５には、固溶Ｂおよび固溶Ｎｂを確保するために、これらが完全に固溶する温度までスラブを加熱することによって、母材強度に優れた高強度鋼の製造が可能であることが記載されている。

特開２００４−２１８０１０号公報特開昭５７−５１２４３号公報特開２００７−２８４７１２号公報特開平１１−２２９０７８号公報特開平１１−２５６２７０公報

最近、使用温度が−２０℃以下の溶接構造物を降伏強度（ＹＰ）４６０Ｎ／ｍｍ^２クラスを超える高強度鋼に、大入熱溶接を適用して製造することが検討されるようになり、大入熱溶接熱影響部の低温靭性向上が新たな課題となっている。

しかし、特許文献３には板厚が５０ｍｍを超える発明例の降伏強度は４６０Ｎ／ｍｍ^２を下回っており、こうした板厚が５０ｍｍを超える厚肉材においても高強度と大入熱溶接熱影響部の低温靱性とが両立するかどうか不明である。

一方、特許文献４および５においては、固溶Ｎｂ確保の観点から全Ｎｂ量に対する不溶Ｎｂ量の割合を規定しているものの、Ｎｂを完全に固溶させる温度にスラブを再加熱する、ということ以外にＮｂ存在形態の制御方法について記載がない。

そこで、本発明は、板厚が６０ｍｍ以上の厚肉材にも適用可能で、降伏強度が４６０Ｎ／ｍｍ^２以上の高強度であり、溶接入熱量が３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接熱影響部の低温靭性に優れるものを提供することを目的とする。

本発明者らは、上記課題を解決すべく鋭意検討を行い、基本成分系をＴｉ−Ｎｂ系として、鋼を圧延後、冷却する際の焼入れ性を高める固溶Ｎｂ量を確保し、さらに、高温域のオーステナイト粒の粒成長を抑制するＴｉＮ、あるいは、ＴｉとＮｂとの複合析出物を確保するように成分設計を行った場合、母材強度と優れたＨＡＺ靭性を有する高強度鋼板が得られることを知見した。

特に、固溶Ｎｂ量としては、室温にて析出しているＮｂ量を鋼中のＮｂ含有量から差し引いた値ではなく、高温状態での固溶Ｎｂ量を制御することが肝要であり、これにより変態組織形成や析出強化などのＮｂの機能を安定して発揮できることを知見した。また、この固溶Ｎｂを確保する方法として、鋼材製造時のスラブなど鋼素材がたとえば１０００〜１２５０℃の温度域に再加熱される工程を想定した上で、かかる熱履歴を経た鋼において固溶Ｎｂ量が適正となるようにするには、いかなる鋼成分であるべきか、との観点で検討を加え、鋼中のＮｂ量とＮ量との間の関係式を導出するに至った。

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．鋼組成が、質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５％、
Ｍｎ：１．０〜３．０％、
Ｐ：０．０２％以下
Ｓ：０．００５０％以下
Ａｌ：０．００５〜０．１％
Ｔｉ：０．００４〜０．０３％
Ｎｂ：０．０１〜０．０５％
Ｂ：０．０００３〜０．００２５％
Ｎ：０．００２０〜０．００８０％
を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、母相の固溶Ｎｂ量（Ｎｂ＊）が下記の式を満たすことを特徴とする大入熱溶接用鋼。
記
（Ｎｂ＊）≧０．００７％。
但し、（Ｎｂ＊）＝（Ｎｂ）−８８×｛［１３×（Ｎｂ）−１．５］×（Ｎ）^２
＋［−８．３×１０^−２×（Ｎｂ）＋２．７×１０^−２］×（Ｎ）＋１．１×１０^−２×（Ｎｂ）−１．７×１０^−４｝で、各元素は含有量（質量％）
２．鋼組成が、更に、Ｖ：０．２％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：０．４％以下、Ｍｏ：０．４％以下のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする１に記載の大入熱溶接用鋼。
３．鋼組成が、更に、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％、Ｚｒ：０．００１〜０．０２％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０２％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする１または２に記載の大入熱溶接用鋼。

本発明によれば、溶接入熱量が３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接熱影響部の低温靭性に優れる降伏強度が４６０Ｎ／ｍｍ^２を超える高強度鋼が得られ産業上極めて有用である。

本発明では、スラブ加熱時において固溶Ｎｂ量（Ｎｂ＊）を確保することによって母材を変態強化および／または析出強化し、溶接熱影響部ではＴｉＮあるいはＴｉ、Ｎｂの複合析出物によるピンニング効果によってオーステナイト粒を微細化する。

［成分組成］
以下の説明において％は質量％とする。
Ｃ：０．０３〜０．１％
Ｃは、強度を確保するため０．０３％以上添加する。一方、０．１％を超えて添加すると、溶接熱影響部靭性を低下させるので、０．０３〜０．１％、好ましくは０．０４〜０．０９％とする。

Ｓｉ：０．０１〜０．５％
Ｓｉは、製鋼上０．０１％以上が必要で、一方、０．５％を超えると、母材の靱性を劣化させるようになるので０．０１〜０．５％とする。

Ｍｎ：１．０〜３．０％
Ｍｎは、母材の強度を確保するため１．０％以上必要である。３．０％を超えて含有すると溶接部の靱性を劣化させるようになるので、１．０〜３．０％とする。

Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００５０％以下
Ｐ、Ｓは、不可避的に混入する不純物であり、Ｐは０．０２％を超えると、溶接部の靭性を低下させるため、０．０２％以下に制限する。Ｓは、０．００５０％を超えると、母材および溶接部の靭性を低下させるため、０．００５０％以下とする。

Ａｌ：０．００５〜０．１％
Ａｌは、鋼の脱酸上０．００５％以上、好ましくは０．０１％以上必要で、一方、０．１％を超えて含有すると母材の靱性を低下させると同時に溶接金属の靱性を劣化させるため、０．００５〜０．１％とする。

Ｔｉ：０．００４〜０．０３％
Ｔｉは、凝固時にＴｉＮとなって析出し、溶接熱影響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靱性化に寄与する。０．００４％に満たないとその効果が少なく、０．０３％を超えるとＴｉＮ粒子の粗大化によって前記の期待する効果が得られなくなるため、０．００４〜０．０３％とする。

Ｎｂ：０．０１〜０．０５％
Ｎｂは、本発明において重要な元素であり、母材の強度・靱性を確保するために０．０１％以上必要である。０．０５％を超えて含有すると、溶接熱影響部の靱性が低下するようになるので、０．０１〜０．０５％とする。

Ｂ：０．０００３〜０．００２５％
Ｂは、溶接熱影響部でＢＮを生成して、固溶Ｎを低減するとともにフェライト変態核として作用する元素である。このような効果を得るには０．０００３％以上の含有が必要であるが、０．００２５％を超えて添加すると焼入れ性が過度に増して靱性が劣化するようになるので０．０００３〜０．００２５％とする。

Ｎ：０．００２０〜０．００８０％
Ｎは、ピンニング効果により溶接熱影響部組織の粗大化を抑制する、ＴｉＮ、あるいはＴｉとＮｂとの複合析出物を生成する、本発明において重要な元素である。大入熱溶接であってもボンド近傍を除いた溶接熱影響部においてＴｉＮあるいはＴｉ、Ｎｂの複合析出物は溶解せずにピンニング効果により溶接熱影響部組織の粗大化を抑制して靭性を改善する。そのような効果を得るために０．００２０％以上必要である。０．００８０％を超えて含有すると、溶接熱サイクルによってＴｉＮ、あるいはＴｉとＮｂとの複合析出物が溶解する領域で固溶Ｎ量が増加して靱性が低下するようになるので０．００２０〜０．００８０％とする。

母相の固溶Ｎｂ量（Ｎｂ＊）≧０．００７％
変態強化および／または析出強化により母材の降伏強度を４６０Ｎ／ｍｍ^２以上とするため、変態前のオーステナイト素地に固溶しているＮｂ量（Ｎｂ＊）を０．００７％以上とする。

本発明では固溶Ｎｂ量（Ｎｂ＊）を下式で規定する。
固溶Ｎｂ量（Ｎｂ＊）＝（Ｎｂ）−８８×｛［１３×（Ｎｂ）−１．５］×（Ｎ）^２
＋［−８．３×１０^−２×（Ｎｂ）＋２．７×１０^−２］×（Ｎ）＋１．１×１０^−２×（Ｎｂ）−１．７×１０^−４｝
固溶Ｎｂ量（Ｎｂ＊）が０．００７％未満の場合、固溶Ｎｂ量（Ｎｂ＊）が不十分となり焼入れ性向上効果が得られず、母材強度が低下する。

なお、上記、固溶Ｎｂ量（Ｎｂ＊）を規定する式は、Ｎｂ量とＮ量を種々変化させた鋼について、変態前のオーステナイト素地に固溶しているＮｂ量（Ｎｂ＊）を測定した結果から導出したものである。

固溶Ｎｂ量（Ｎｂ＊）を求めるには、まず、製造したスラブを１０００℃〜１２５０℃の加熱段階から急冷し、前記急冷した鋼中から抽出残渣として得られたＮｂ（Ｃ，Ｎ）析出物中のＮｂ量を化学分析し、次に添加した全Ｎｂ量からＮｂ（Ｃ，Ｎ）析出物中のＮｂ量を差し引くことにより算出する。

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場合、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭから選ばれる少なくとも１種または２種以上を含有させることができる。Ｖはフェライト生成核としての機能を有し、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏは強度向上などの機能を有する。Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭは靱性改善効果を有する。

Ｖ：０．２％以下
Ｖは、母材の強度・靱性の向上およびＶＮとしてのフェライト生成核として働くが、０．２％を超えて含有すると靱性の低下を招くようになるので、添加する場合は０．２％以下とすることが好ましい。

Ｃｕ：１．０％以下
Ｃｕは、強度を増加させる作用を有するが、１．０％を超えて含有すると熱間脆性により鋼板表面の性状を劣化させるとともに母材の靭性を劣化させるようになるので、添加する場合は１．０％以下とすることが好ましい。

Ｎｉ：１．０％以下
Ｎｉは、母材の靭性を低下させることなく強度を増加させることができる元素であるが、多量に添加すると、合金コストが高くなり経済的に不利となる。このため、Ｎｉを添加する場合は、好ましくは上限を１．０％、さらに好ましくは上限を０．８％とする。

Ｃｒ：０．４％以下
Ｃｒは、母材の高強度化に有効な元素であるが、多量に添加すると靱性に悪影響を与えるため、添加する場合は上限を０．４％とすることが好ましい。

Ｍｏ：０．４％以下
Ｍｏは、母材の高強度化に有効な元素であるが、多量に添加すると靱性に悪影響を与えるため、添加する場合は上限を０．４％とすることが好ましい。

Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％
Ｃａは、Ｓを固定し、酸硫化物を分散せしめることによる靱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％以上含有することが好ましいが、０．００５０％を超えて含有しても効果が飽和するため、添加する場合は０．０００５〜０．００５０％とすることが好ましい。

Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％
Ｍｇは、酸化物あるいは酸硫化物の分散による靱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％以上含有することが好ましいが、０．００５０％を超えて含有しても効果が飽和するため、添加する場合は０．０００５〜０．００５０％とすることが好ましい。

Ｚｒ：０．００１〜０．０２％
Ｚｒは、酸化物の分散による靱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０．００１％以上含有することが好ましいが、０．０２％を超えて含有しても効果が飽和するため、添加する場合は０．００１〜０．０２％とすることが好ましい。

ＲＥＭ：０．００１〜０．０２％
ＲＥＭは、酸化物の分散による靱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０．００１％以上含有することが好ましいが、０．０２％を超えて含有しても効果が飽和するため、添加する場合は０．００１〜０．０２％とすることが好ましい。

本発明に係る鋼は、降伏強度として４６０Ｎ／ｍｍ^２以上が得られるように、例えば、以下のようにして製造される。まず上述した成分組成を有する溶銑を転炉で精錬して鋼とした後、必要に応じてＲＨ脱ガスなど脱ガス処理を施す。なお、変態前のオーステナイト素地に固溶しているＮｂ量（Ｎｂ＊）が０．００７％以上となるようにするためには、転炉滓精錬や脱ガス処理の後、必要に応じて加窒処理などを施し、Ｎ量を目標値とした溶鋼について、その溶鋼中のＮ量を化学分析したうえで、その後に添加する含Ｎｂ原料（例えば、ＦｅＮｂ）の添加量を決定すればよい。

成分調整が完了した溶鋼を、連続鋳造または造塊−分塊工程を経て鋼片とする。
鋼片を再加熱後、熱間圧延し、所望する板厚に応じて放冷また、前記熱間圧延後に、加速冷却、直接焼入れ−焼戻し、再加熱焼入れ−焼戻し、再加熱焼準−焼戻しなどの工程で製造する。
以下、実施例を用いて本発明の作用効果を説明する。

１５０ｋｇの高周波溶解炉にて、種々の組成の鋼を溶製して鋼片とした後、１０００℃〜１２５０℃に再加熱し、累積圧下率５０％以上の熱間圧延を施して板厚６０ｍｍとした後に加速冷却（冷却速度：３〜１０℃／ｓ）を施して厚鋼板を製造した。表１に供試鋼の組成を示す。

得られた厚鋼板から、平行部１４φ×８５ｍｍ、標点間距離７０ｍｍの丸棒引張試験片試験片長手方向が板幅方向と一致するように採取し、また、２ｍｍＶノッチシャルピー試験片を試験片長手方向が圧延方向と一致するように採取し、母材の強度と靭性を評価した。また、溶接継手の特性を測定するため、入熱量４００ｋＪ／ｃｍのエレクトロガス溶接を実施して溶接継手を作製し、ボンド部の靱性を２ｍｍＶノッチシャルピー試験にて評価した。２ｍｍＶノッチシャルピー試験はｖＴｒｓ（℃）と試験温度−４０℃での衝撃吸収エネルギー値ｖＥ_−４０（Ｊ）を３本平均値で求めた。

表２に、母材の機械的性質と溶接継手ボンド部の靱性を示す。表２から、本発明例である鋼Ｎｏ．１〜７ではいずれも降伏強さ（ＹＰ）が４６０Ｎ／ｍｍ^２以上でシャルピー破面遷移温度も‐６０℃以下と優れた母材特性を有していることが確認された。

また、本発明鋼は溶接継手ボンド部のシャルピー衝撃吸収エネルギー値（試験温度‐４０℃、３回の試験の平均値）が１００Ｊ以上であり、溶接熱影響部靱性にも優れている。

一方、化学成分や固溶Ｎｂ（Ｎｂ＊）の少なくとも１つ以上が本発明範囲を外れる比較例である鋼Ｎｏ．８〜２１は、上記いずれか１つ以上の特性が劣っている。

Claims

鋼組成が、質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５％、
Ｍｎ：１．０〜３．０％、
Ｐ：０．０２％以下
Ｓ：０．００５０％以下
Ａｌ：０．０３９〜０．１％
Ｔｉ：０．００４〜０．０３％
Ｎｂ：０．０１〜０．０２４％
Ｂ：０．０００３〜０．００２５％
Ｎ：０．００２０〜０．００８０％
を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、母相の固溶Ｎｂ量（Ｎｂ＊）が下記の式を満たすことを特徴とする大入熱溶接用鋼。
記
（Ｎｂ＊）≧０．００７％。
但し、（Ｎｂ＊）＝（Ｎｂ）−８８×｛［１３×（Ｎｂ）−１．５］×（Ｎ）^２
＋［−８．３×１０^−２×（Ｎｂ）＋２．７×１０^−２］×（Ｎ）＋１．１×１０^−２×（Ｎｂ）−１．７×１０^−４｝で、各元素は含有量（質量％）
鋼組成が、更に、Ｖ：０．２％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：０．４％以下、Ｍｏ：０．４％以下のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の大入熱溶接用鋼。
鋼組成が、更に、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％、Ｚｒ：０．００１〜０．０２％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０２％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の大入熱溶接用鋼。