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技術 大入熱溶接用鋼

出願人 JFEスチール株式会社
発明者 中島孝一横田智之西村公宏鹿内伸夫
出願日 2009年9月30日 (11年4ヶ月経過) 出願番号 2009-226977
公開日 2011年4月14日 (9年10ヶ月経過) 公開番号 2011-074446
状態 特許登録済
技術分野 鋼の加工熱処理
主要キーワード 使用性能 ボンド部近傍 本パラメータ 高靱性化 高強度材 TiN析出物 ベイナイト化 最高加熱温度
関連する未来課題
重要な関連分野

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課題

造船等の各種構造物で使用される、特に入熱量が300kJ/cmを超える大入熱溶接で優れた溶接熱影響部靭性を有する降伏強度が460N/mm2以上の大入熱溶接用鋼を提供する。

解決手段

mass%で、C:0.03〜0.1%、Si:0.01〜0.5%、Mn:2.0〜3.0%、P≦0.02%、S≦0.0050%、Al:0.005〜0.1%、Ti:0.004〜0.03%、Nb:0.01〜0.05%、B:0.0003〜0.0025%、N:0.0060〜0.0100%、必要に応じて、V,Cu、Ni、Cr、Mo、Ca,Mg,Zr,REM一種または二種以上を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなり、(Ti+0.5×Nb)/N≦3.40を満足する成分組成を有し、(融点−10℃)以下、1400℃以上に加熱された際、鋼中に粒子径が0.01〜0.10μmの,Ti、Nb、Nを含有する析出物が1.0×105個/mm2以上存在することを特徴とする鋼材

概要

背景

造船建築土木等の分野で使用される鋼材は、これら構造物の大型化に伴い、製造容易性や良好な使用性能加工性溶接性)を備えることを前提に高強度厚肉化され、最近では、造船用鋼として板厚50mmのYP460N/mm2級鋼が開発実機化されている。

このような鋼材には、エレクトロスラグ溶接など溶接入熱300kJ/cm以上での大入熱溶接施工が施されることが多く、溶接熱影響部の靭性確保が課題とされている。

大入熱溶接による溶接熱影響部の靱性低下に対し、従来から、多くの対策が提案され、例えば、鋼中のTiNの微細分散により溶接熱影響部におけるオーステナイト粒の粗大化を抑制して溶接部靭性を向上させる技術はすでに実用化されている。

特許文献1には、鋼中のTiN系介在物中にNbを含有させて、大入熱溶接時には同介在物中からNbを固溶させて溶接熱影響部におけるオーステナイト粒の粗大化を抑制し、小入熱溶接時には同介在物中にNbをとどめてベイナイト化を抑制することでHAZ靭性を向上させる技術が記載されている。

また、特許文献2には、溶接熱影響部においてTi酸化物フェライト核として優れることを知見して、鋼中にTi酸化物を均一分散させた大入熱溶接用鋼が記載されている。

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程度の小入熱溶接溶接する場合に有効であるものの、降伏強度が460N/mm2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。

そこで、特許文献3では、引張り強さ600N/mm2級高強度材の中〜大入熱溶接での溶接熱影響部靭性を改善するため、Ti酸化物によりオーステナイト粒の粗大化を抑制し、更に成分組成においてC量を減らすと同時に、Mn量を増加することを提案している。

その結果、溶接熱影響部における変態開始温度が低下してCの未変態オーステナイトへの分配が低減し、島状マルテンサイトの発生が抑制される。

また、特許文献4には、板厚40mm以上のYP460N/mm2級鋼の大入熱溶接熱影響部の靭性改善には、粒内フェライト形成と、ベイナイト中の島状マルテンサイトの低減が重要で、具体的成分指針としてC量やSi量、P量を低減することが記載されている。

概要

造船等の各種構造物で使用される、特に入熱量が300kJ/cmを超える大入熱溶接で優れた溶接熱影響部靭性を有する降伏強度が460N/mm2以上の大入熱溶接用鋼を提供する。mass%で、C:0.03〜0.1%、Si:0.01〜0.5%、Mn:2.0〜3.0%、P≦0.02%、S≦0.0050%、Al:0.005〜0.1%、Ti:0.004〜0.03%、Nb:0.01〜0.05%、B:0.0003〜0.0025%、N:0.0060〜0.0100%、必要に応じて、V,Cu、Ni、Cr、Mo、Ca,Mg,Zr,REM一種または二種以上を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなり、(Ti+0.5×Nb)/N≦3.40を満足する成分組成を有し、(融点−10℃)以下、1400℃以上に加熱された際、鋼中に粒子径が0.01〜0.10μmの,Ti、Nb、Nを含有する析出物が1.0×105個/mm2以上存在することを特徴とする鋼材。なし

目的

本発明は、入熱量300kJ/cmを超える大入熱溶接熱影響部でオーステナイト粒の粗大化を抑制するとともに島状マルテンサイトを低減して、優れた溶接熱影響部靭性が得られるYP460N/mm2級鋼を提供する

効果

実績

技術文献被引用数
1件
牽制数
0件

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請求項1

mass%で、C:0.03〜0.1%、Si:0.01〜0.5%、Mn:2.0〜3.0%、P≦0.02%S≦0.0050%Al:0.005〜0.10%Ti:0.003〜0.03%Nb:0.01〜0.05%B:0.0003〜0.0025%N:0.0060〜0.0100%を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなり、(Ti+0.5×Nb)/N≦3.40を満足する成分組成を有し、(融点−10℃)以下、1400℃以上の温度域に加熱された際、鋼中に粒子径が0.01〜0.10μmの、Ti、Nb、Nを含有する析出物が1.0×105個/mm2以上存在することを特徴とする大入熱溶接用鋼材

請求項2

更に、mass%で、V:0.2%以下、Cu:1.0%以下、Ni:1.0%以下、Cr:0.4%以下および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材。

請求項3

更に、mass%で、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請求項1または2に記載の大入熱溶接用鋼材。

技術分野

0001

本発明は、造船建築土木等の各種構造物で使用される大入熱溶接用鋼に関し、特に入熱量が300kJ/cmを超える大入熱溶接で優れた溶接熱影響部靭性を有する降伏強度が460N/mm2以上のものに関する。

背景技術

0002

造船、建築、土木等の分野で使用される鋼材は、これら構造物の大型化に伴い、製造容易性や良好な使用性能加工性溶接性)を備えることを前提に高強度厚肉化され、最近では、造船用鋼として板厚50mmのYP460N/mm2級鋼が開発実機化されている。

0003

このような鋼材には、エレクトロスラグ溶接など溶接入熱300kJ/cm以上での大入熱溶接施工が施されることが多く、溶接熱影響部の靭性確保が課題とされている。

0004

大入熱溶接による溶接熱影響部の靱性低下に対し、従来から、多くの対策が提案され、例えば、鋼中のTiNの微細分散により溶接熱影響部におけるオーステナイト粒の粗大化を抑制して溶接部靭性を向上させる技術はすでに実用化されている。

0005

特許文献1には、鋼中のTiN系介在物中にNbを含有させて、大入熱溶接時には同介在物中からNbを固溶させて溶接熱影響部におけるオーステナイト粒の粗大化を抑制し、小入熱溶接時には同介在物中にNbをとどめてベイナイト化を抑制することでHAZ靭性を向上させる技術が記載されている。

0006

また、特許文献2には、溶接熱影響部においてTi酸化物フェライト核として優れることを知見して、鋼中にTi酸化物を均一分散させた大入熱溶接用鋼が記載されている。

0007

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程度の小入熱溶接溶接する場合に有効であるものの、降伏強度が460N/mm2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。

0008

そこで、特許文献3では、引張り強さ600N/mm2級高強度材の中〜大入熱溶接での溶接熱影響部靭性を改善するため、Ti酸化物によりオーステナイト粒の粗大化を抑制し、更に成分組成においてC量を減らすと同時に、Mn量を増加することを提案している。

0009

その結果、溶接熱影響部における変態開始温度が低下してCの未変態オーステナイトへの分配が低減し、島状マルテンサイトの発生が抑制される。

0010

また、特許文献4には、板厚40mm以上のYP460N/mm2級鋼の大入熱溶接熱影響部の靭性改善には、粒内フェライト形成と、ベイナイト中の島状マルテンサイトの低減が重要で、具体的成分指針としてC量やSi量、P量を低減することが記載されている。

先行技術

0011

特開2004‐218010号公報
特開昭57−51243号公報
特開2007−84912号公報
特開2008−163446号公報

発明が解決しようとする課題

0012

ところで、介在物などでオーステナイト粒をピンニングする場合、ピンニングに最適な介在物などの形態や分布状態が得られるように鋼材の成分組成を選択することが重要であるが、降伏強度が460N/mm2以上の鋼の場合、ピンニング効果と成分組成の関係に不明な点が多い。

0013

特許文献3にはTi酸化物により、特許文献4にはTiNにより溶接熱影響部のオーステナイト粒の粗大化を防止することが記載されているが、いずれもピンニングに最適な形態や分布状態は記載されておらず、オーステナイト粒の粗大化防止の観点からは最適な成分組成が選定されているとは言いがたい。

0014

また、特許文献4記載の大入熱溶接用鋼はNiを0.4%以上含有するもので、大型構造物で大量に使用される溶接構造用鋼としては高価である。

0015

そこで、本発明は、入熱量300kJ/cmを超える大入熱溶接熱影響部でオーステナイト粒の粗大化を抑制するとともに島状マルテンサイトを低減して、優れた溶接熱影響部靭性が得られるYP460N/mm2級鋼を提供することを目的とする。

課題を解決するための手段

0016

本発明者らは、降伏強度が460N/mm2以上の鋼に入熱量300kJ/cmを超える大入熱溶接を施したときの溶接熱影響部、特にボンド部近傍の靭性を改善すべく鋭意検討を行い、以下の知見を得た。
1.溶接熱影響部にTiNおよび(Ti,Nb)N析出物が存在すると、オーステナイト粒のピンニングに有効で、その効果は、これら析出物の粒子径が0.01〜0.10μmで、鋼中に1.0×105個以上/mm2が存在した場合、最も有効である。
2.特に、TiN析出物中にNbを積極的に含有させ、TiN中のTi原子の一部をNb原子で置換した(Ti,Nb)N析出物は、析出物の体積率が増大して、ピンニング効果が向上する。
3.上記分散状態は成分組成を(Ti+0.5×Nb)/N≦3.4(各元素含有量、質量%)を満足するように調整することで可能である。
4.ボンド部近傍に島状マルテンサイトを極力生成させずに母材強度を高める元素としてMn添加が有効である。

0017

本発明は、上記知見をもとに、さらに検討をくわえてなされたもので、すなわち、本発明は、
1.mass%で、
C:0.03〜0.1%、
Si:0.01〜0.5%、
Mn:2.0〜3.0%、
P≦0.02%
S≦0.0050%
Al:0.005〜0.1%
Ti:0.003〜0.03%
Nb:0.01〜0.05%
B:0.0003〜0.0025%
N:0.0060〜0.0100%を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなり、(Ti+0.5×Nb)/N≦3.40を満足する成分組成を有し、(融点−10℃)以下、1400℃以上の温度域に加熱された際、鋼中に粒子径が0.01〜0.10μmの,Ti、Nb、Nを含有する析出物が1.0×105個/mm2以上存在することを特徴とする大入熱溶接用鋼材
2.更に、mass%で、V:0.2%以下、Cu:1.0%以下、Ni:1.0%以下、Cr:0.4%以下および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材。
3.更に、mass%で、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材。

発明の効果

0018

本発明によれば、サブマージアーク溶接エレクトロガス溶接、エレクトロスラグ溶接などの300kJ/cmを超える大入熱溶接で優れた溶接熱影響部靱性を有する降伏強度が460N/mm2以上の鋼が得られ、産業上極めて有用である。

0019

本発明では成分組成、ミクロ組織を規定する。
[成分組成] 説明において%はmass%とする。
C:0.03〜0.1%
Cは、降伏強度460N/mm2以上を得るため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ようになるので、0.03〜0.1%、好ましくは0.04〜0.09%とする。

0020

Si: 0.01〜0.5 %
Siは、製鋼のため0.01%以上が必要で、一方、0.5%を超えると、母材靱性劣化させるため、0.01〜0.5%とする。

0021

Mn:2.0〜3.0%
Mnは、本発明において重要な元素で、母材の強度を確保するとともに、ボンド部近傍における島状マルテンサイト生成を抑制する。すなわち、強化元素としてMnを添加した場合には、ほかの強化元素を添加した場合と比較して、大入熱溶接後の冷却中に島状マルテンサイトが生成しにくいので、本発明においては、2.0%以上とする。一方、3.0%を超えると溶接部の靱性を劣化させるようになるので、2.0〜3.0%とする。

0022

P≦0.02% 、S≦0.0050%
P、Sは、本発明では不可避的に混入する不純物で、母材、溶接部の靭性を低下させるため、Pは0.02%以下、Sは0.0050%以下とする。

0023

Al:0.005〜0.10%
Alは、鋼の脱酸上0.005%以上必要で、一方、0.10%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、0.005〜0.10%、好ましくは0.01〜0.10%とする。

0024

Ti:0.003〜0.03%
Tiは、凝固時にTiNや(Ti,Nb)N析出物となって析出し、溶接熱影響部でのオーステナイト粒の粗大化を抑制する。また、フェライト変態核となって高靱性化に寄与する。0.003%に満たないとその効果が少なく、一方、0.03%を超えるとTiNや(Ti,Nb)N析出物が粗大化してそのような効果が低下するようになるため、0.003〜0.03%とする。

0025

Nb:0.01〜0.05%
Nbは、本発明では重要な元素で、TiやNとともに(Ti,Nb)N析出物を析出してオーステナイト粒の粗大化を抑制し、母材の強度・靱性を確保する。そのような効果を得るため0.01%以上必要で、一方、0.05%を超えて含有すると、島状マルテンサイトの生成により靭性が低下するようになるので、0.01〜0.05%とする。

0026

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ため0.0003%以上を必要とするが、一方、0.0025%を超えて含有すると焼入れ性が増して靱性が劣化するようになるため、0.0003〜0.0025%とする。

0027

N:0.0060〜0.0100%
Nは、TiNや(Ti,Nb)N析出物を析出してオーステナイト粒の粗大化を抑制する。そのような効果を得るため、0.0060%以上含有させるが、一方、0.0100%を超えて含有すると、溶接熱サイクルによってTiNや(Ti,Nb)N析出物が溶解する温度領域で固溶N量が増加して靱性が低下するようになるので、0.0060〜0.0100%とする。

0028

(Ti+0.5×Nb)/N≦3.40(各元素は含有量、質量%)
本パラメータは、TiNおよび(Ti,Nb)N析出物の粒子径と分布状態を規定するもので、オーステナイト粒のピンニングに有効となるように3.40以下に規定する。(Ti+0.5×Nb)/Nが3.40を超えると、これら析出物によるオーステナイト粒のピンニング効果が低下し、靱性に悪影響を及ぼすため、3.40以下とする。

0029

以上が本発明の基本成分組成であるが、さらに特性を向上させるため、V、Cu、Ni、Cr、Mo、Ca、Mg、Zr、REMの一種または二種以上を含有することができる。

0030

V:0.2%以下
Vは、母材の強度・靱性の向上およびVNを形成して溶接熱影響部のオーステナイトにおけるフェライト生成核として働くが、0.2%を超え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。

0031

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。

0032

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、添加する場合は、1.0%以下、好ましくは0.8%以下とすることが好ましい。

0033

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0.4%以下とすることが好ましい。

0034

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0.4%以下とすることが好ましい。

0035

Ca:0.0005〜0.0050%
Caは、Sの固定、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ため添加する場合は0.0005%以上とすることが好ましい。0.0050%を超えて含有してもその効果が飽和する。

0036

Mg:0.0005〜0.0050%
Mg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ため、添加する場合は0.0005%以上とすることが好ましい。0.0050%を超えて含有してもその効果が飽和する。

0037

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ため、添加する場合は0.001%以上とすることが好ましい。0.02%を超えて含有しても効果が飽和する。

0038

REM:0.001〜0.02%
REMは、酸化物を分散させて靱性を改善する効果を有する元素である。このような効果を発揮させるため、添加する場合は0.001%以上とすることが好ましい。0.02%を超えて含有しても効果が飽和する。

0039

本発明の鋼材における上記成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。ただし、本発明の作用効果を害さない範囲であれば、他の元素の含有を拒むものではない。
[ミクロ組織]
本発明では、上記成分組成の鋼を、(融点−10℃)以下、1400℃以上の温度域に再加熱した際のミクロ組織を、粒子径0.01〜0.10μmのTiNおよび(Ti,Nb)N析出物が、鋼中に1.0×105個/mm2以上存在するミクロ組織とする。

0040

TiNおよび(Ti,Nb)N析出物の粒子径が0.01μm未満では、上記熱サイクルを受けると固溶し、一方、0.10μmを超えると分散状態が粗く、粒子相互の間隔が広くなり過ぎるために、有効なピンニング効果を発揮できず、粗大なオーステナイト粒となるため0.01〜0.10μmとする。

0041

また、TiNおよび(Ti,Nb)N析出物は鋼中に均一に1.0×105個/mm2以上を分散させる。上記粒子径であっても1.0×105個/mm2に満たない場合は有効なピンニング効果が得られない。(Ti,Nb)N析出物は、Ti、Nb、Nを含み、MgやCa等を実質的に含まない析出物とする。ここで、MgやCa等を実質的に含まないとは、本発明に係る(Ti,Nb)N析出物が、意図的にMgOやCaOを核や起点として形成せしめたものではないことを意味する。

0042

なお、TiNおよび(Ti,Nb)N析出物の粒子径と分布状態の観察方法は、実施例において詳述する。上記成分組成の鋼より採取した再現熱サイクル試験片を再現熱サイクル試験機で融点の−10℃以下、1400℃以上に加熱した状態から水冷して観察用試験片とし、透過型電子顕微鏡TEM)で得られた画像を画像処理して求める。粒子径は粒子を円近似して各粒子の面積から求めた直径とする。(融点−10℃)以下、1400℃以上の温度域に加熱するという加熱条件は板厚50mm以上の鋼板を入熱量300kJ/cmで大入熱溶接した際のボンド部近傍の熱サイクルの最高加熱温度を模したものである。

0043

本発明に係る鋼材は、製造方法を限定するものではなく、例えば、以下のようにして製造する。まず溶銑転炉精錬して鋼とした後、RH脱ガスを行い、連続鋳造または造塊−分塊工程を経て鋼片とする。得られた鋼片を再加熱し、熱間圧延放冷、あるいは熱間圧延後に、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−焼戻しなど所望の母材特性が得られる熱処理を施して製造する。以下、本発明の作用効果を実施例に基づいて説明する。

0044

150kgの高周波溶解炉にて、表1に示す組成の鋼を溶製し、熱間圧延により厚さ60 mmとした後水冷した。得られた厚鋼板から、平行部14φ×85mm、標点間距離70mmの丸棒引張試験片と2mmVノッチシャルピー試験片を採取し、母材の強度と靭性を評価した。入熱量400kJ/cmのエレクトロガス溶接で溶接継手を作製し、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。評価はvTrs(℃)と試験温度−40℃でのシャルピー吸収エネルギーvE−40(3本平均値)で行った。

0045

さらに、TiNおよび(Ti,Nb)N析出物の粒子径および個数を測定するために、母材を上記溶接条件を模して1450℃に再加熱した後急冷し、透過型電子顕微鏡(TEM)観察を行った。顕微鏡倍率を6万〜2万倍として合計5視野観察し、粒子径が0.01〜0.1μmとなる析出物について測定を行い、平均粒子径観察視野1mm2当たりの個数を算出した。粒子径は粒子を円近似して各粒子の面積から求めた直径とする。

0046

表2に、母材の機械的性質と溶接継手のボンド部靱性、粒子径が0.01〜0.1μmとなる析出物の個数を示す。

0047

鋼No.1〜8は成分組成と1450℃に加熱された際の析出物の条件が本発明範囲内となる本発明例で、降伏強さ(YP)が460N/mm2以上でシャルピ破面遷移温度も‐60℃以下と優れた母材特性を有している。また、溶接継手ボンド部のシャルピー破面遷移温度も−30℃以下であり、かつ、−40℃におけるシャルピー吸収エネルギーが100J以上であり、溶接熱影響部靱性にも優れている。
一方、鋼No.9〜23は成分組成および/または1450℃に加熱された際の析出物の条件が本発明範囲外となる比較例で、本発明例と比較して、上記いずれか1つ以上の特性が劣っている。

0048

実施例

0049

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