JP6225439B2 - 板厚中心部の靭性が優れた鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は低温靭性が要求される海洋構造物用鋼板を主なターゲットとしているが、この用途に限らず、船舶、建築、橋梁、タンク等の幅広い用途の溶接構造物に用いられる板厚中心部のシャルピー衝撃特性が良好な鋼板とその製造方法に関するものである。対象とする強度レベルは降伏強さで340〜500MPaの所謂強度レベル50キロと呼ばれるクラスである。板厚は60〜100mmである。
船舶、建築、タンク、海洋構造物等の溶接構造物に用いられる鋼板には、構造物の脆性破壊を抑制するために低温靭性が求められる。特に大型構造物には、降伏応力が340〜500ＭＰａ、板厚が60〜100ｍｍの厚鋼板を使用する場合が多くなっている。
低温環境で使用される鋼板は、鋼板の厚さ方向のうち最も過酷な板厚中心部でのシャルピー衝撃値の保証が求められる。一般に、靭性を向上させるためには、圧延工程において、オーステナイト未再結晶温度域で累積圧下率が大きな圧延を施す。これにより、鋼中の転位密度が増大し、この転位を核とし、多くのフェライトが生成することで結晶粒が微細になる。結晶粒微細化によって、強度、靭性を向上させることが出来る。鋼板組織を微細にすることで高靭化を図る技術が示されている（特開2012-172258）。
鋼板の板厚が厚くなると、板厚中心部では冷却速度が遅くなり変態強化が効きにくくなり、更に加工による組織微細化の寄与も弱まるため板厚方向の強度が最も低くなる。強度を確保するために薄手材に比べると合金元素の添加量は多くなる。しかし合金の添加量を増やすことが、スラブの中心偏析を助長し、板厚中心部のシャルピー衝撃特性のばらつきを大きくし、靭性を劣化させる要因となってしまう。また強度と靭性確保のため厚手の鋼板を７５０℃以下の低温で強CR（制御圧延）すると、板厚中心部に未圧着のセンターポロシティが増加し、結晶粒は微細になるが逆にシャルピー特性を低下させることが問題であった。
更に鋼板の板厚が厚くなると、低温圧延の場合、鋼板温度が所定の温度以下になるまでの時間が長く、圧延生産性を著しく低下させていた。
本発明は50キロクラスの鋼板で、比較的に合金添加量の多くなる６０〜１００mm鋼板の板厚中心部のシャルピー衝撃特性及び強度を向上させることを目的として、焼入れ性を飛躍的に向上させるBを添加し、圧延温度を800℃以上とすることで板厚中心部のシャルピー特性及び強度が良好な鋼板と、工業生産性も確保したその製造方法を提供するものである。
本発明者らは厚手材の靭性確保のための鋼板と、その製造方法について鋭意研究した。その結果、焼入れ性を飛躍的に向上させるBを添加することでその他の合金元素添加量を抑制し、スラブの中心偏析を低減させることで、鋼板の板厚中心部のシャルピー衝撃特性が向上することを見出した。強度確保のため、800℃以上の温度で制御圧延を行う必要があるが、圧延温度が高くなることで変形抵抗が小さくなり、板厚中心部の未圧着センターポロシティをより低減させることが出来るようになった。このことにより、一層靭性が向上することを見出した。Bは溶接継手靭性確保の観点から利用を敬遠されることが多かったが、50キロクラスの鋼では鋼の焼き入れ性がそれほど高くないこと、及び焼入れ硬さに影響するCと代表的な焼入れ性向上元素であるMnを一定範囲に抑えることで継手特性が保証できることを見出し、本発明を完成させた。
本発明の要旨は以下の通りである。
（1）降伏強度が340〜500MPa、板厚が60〜100mmであり、その組成が質量％で
C:0.01〜0.07％
Si:0.05〜0.30％
Mn:0.80〜1.40％
P:0.01％以下
S:0.005％以下
Al:0.004％以下
Ti:0.005〜0.020％
N:0.0020〜0.0060％
O:0.0025〜0.0045％
B:0.0005〜0.0030％
を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなることを特徴とする板厚中心部のシャルピー衝撃特性の優れた鋼板。
（1）降伏強度が340〜500MPa、板厚が60〜100mmであり、その組成が質量％で
C:0.01〜0.07％
Si:0.05〜0.30％
Mn:0.80〜1.40％
P:0.01％以下
S:0.005％以下
Al:0.004％以下
Ti:0.005〜0.020％
N:0.0020〜0.0060％
O:0.0025〜0.0045％
B:0.0005〜0.0030％
を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなることを特徴とする板厚中心部のシャルピー衝撃特性の優れた鋼板。
（2）さらに、質量％で
Nb:0.005〜0.015％:
Ni:0.05〜1.0％
Cu:0.05〜0.7％
V:0.005〜0.030％
Cr:0.005〜0.030％
の1種または2種以上加えたことを特徴とする前記(1)に記載のシャルピー衝撃特性の優れた鋼板。
Nb:0.005〜0.015％:
Ni:0.05〜1.0％
Cu:0.05〜0.7％
V:0.005〜0.030％
Cr:0.005〜0.030％
の1種または2種以上加えたことを特徴とする前記(1)に記載のシャルピー衝撃特性の優れた鋼板。
（3）降伏強度が340〜500MPa、板厚が60〜100mmであり、その組成が質量％で
C:0.01〜0.07％
Si:0.05〜0.30％
Mn:0.80〜1.40％
P:0.01％以下
S:0.005％以下
Al:0.004％以下
Ti:0.005〜0.020％
N:0.0020〜0.0060％
O:0.0025〜0.0045％
B:0.0005〜0.0030％
を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなる溶鋼を連続鋳造法によってスラブとし、その後950℃〜1100℃の温度に再加熱後、圧延温度800℃以上であって、オーステナイト未再結晶域での累積圧下率が３０％以上となるTMCPを適用することを特徴とする板厚中心部のシャルピー衝撃特性の優れた鋼板の製造方法。
C:0.01〜0.07％
Si:0.05〜0.30％
Mn:0.80〜1.40％
P:0.01％以下
S:0.005％以下
Al:0.004％以下
Ti:0.005〜0.020％
N:0.0020〜0.0060％
O:0.0025〜0.0045％
B:0.0005〜0.0030％
を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなる溶鋼を連続鋳造法によってスラブとし、その後950℃〜1100℃の温度に再加熱後、圧延温度800℃以上であって、オーステナイト未再結晶域での累積圧下率が３０％以上となるTMCPを適用することを特徴とする板厚中心部のシャルピー衝撃特性の優れた鋼板の製造方法。
（4）さらに、質量％で
Nb:0.005〜0.015％:
Ni:0.05〜1.0％
Cu:0.05〜0.7％
V:0.005〜0.030％
Cr:0.005〜0.030％
の1種または2種以上加えた溶鋼を連続鋳造法によってスラブとし、その後950℃〜1100℃の温度に再加熱後、圧延温度が800℃以上であって、オーステナイト未再結晶温度域での累積圧下率が３０％となるTMCPを適用することを特徴とする前記(3)に記載のシャルピー衝撃特性の優れた鋼板の製造方法。
Nb:0.005〜0.015％:
Ni:0.05〜1.0％
Cu:0.05〜0.7％
V:0.005〜0.030％
Cr:0.005〜0.030％
の1種または2種以上加えた溶鋼を連続鋳造法によってスラブとし、その後950℃〜1100℃の温度に再加熱後、圧延温度が800℃以上であって、オーステナイト未再結晶温度域での累積圧下率が３０％となるTMCPを適用することを特徴とする前記(3)に記載のシャルピー衝撃特性の優れた鋼板の製造方法。
本発明により、低温環境下で使用される板厚中心部でのシャルピー衝撃特性が良好な厚手鋼板の製造が可能になった。更に、靭性確保のための低温制御圧延を必要としないため、圧延生産性を向上させることが出来る。
以下に本発明の限定理由について説明する。まず本発明の組成限定理由について説明する。組成に関しての％は質量％とする。
C: 0.01〜0.07％
Cは強度を得るため、0.01％以上は必要であるが、0.07％を超えると溶接熱影響部の特性を劣化させるため、0.07％を上限とした。より良好な靭性を確保するには0.05％以下にすることが好ましい。
Cは強度を得るため、0.01％以上は必要であるが、0.07％を超えると溶接熱影響部の特性を劣化させるため、0.07％を上限とした。より良好な靭性を確保するには0.05％以下にすることが好ましい。
Si:0.05〜0.30％
Siは脱酸上0.05%の添加が必須となる。しかし、0.30%超では溶接熱影響部の靭性を劣化させるため、上限を0.30%とする。より良好なHAZ靭性を得るには0.15%以下が望ましい。
Siは脱酸上0.05%の添加が必須となる。しかし、0.30%超では溶接熱影響部の靭性を劣化させるため、上限を0.30%とする。より良好なHAZ靭性を得るには0.15%以下が望ましい。
Mn: 0.80〜1.40％
Mnは焼入れ性を向上させ、鋼板の強度確保のためには0.80％以上添加が必要である。一方で、添加量が増える程中心偏析のMn濃度が上昇し、靭性のばらつきを生じさせることから、1.40％を上限とした。より良好な靭性を確保するには1.20％以下にすることが好ましい。
Mnは焼入れ性を向上させ、鋼板の強度確保のためには0.80％以上添加が必要である。一方で、添加量が増える程中心偏析のMn濃度が上昇し、靭性のばらつきを生じさせることから、1.40％を上限とした。より良好な靭性を確保するには1.20％以下にすることが好ましい。
P:0.01％以下
Pは不可避不純物として鋼中に含有する。Pも偏析し易い元素であるため、出来る限り低減させることが望ましいが、工業生産性の観点から0.01％を上限とした。良好な板厚中心部のシャルピー衝撃特性を得るためには0.005％以下が望ましい。
Pは不可避不純物として鋼中に含有する。Pも偏析し易い元素であるため、出来る限り低減させることが望ましいが、工業生産性の観点から0.01％を上限とした。良好な板厚中心部のシャルピー衝撃特性を得るためには0.005％以下が望ましい。
S:0.005％以下
Sは不可避不純物として鋼中に含有する。Sも偏析し易い元素であるため、出来る限り低減させることが望ましいが、工業生産性の観点から0.005％を上限とした。良好な板厚中心部のシャルピー衝撃特性を得るためには0.003％以下が望ましい。
Sは不可避不純物として鋼中に含有する。Sも偏析し易い元素であるため、出来る限り低減させることが望ましいが、工業生産性の観点から0.005％を上限とした。良好な板厚中心部のシャルピー衝撃特性を得るためには0.003％以下が望ましい。
Al:0.004％以下
Alは脱酸元素として鋼中に含まれる元素であるが、Tiより早くOと結合してTi酸化物の生成を阻害するため、Ti酸化物を十分に生成させるためには、Alは少ない方が望ましい。Alは実質的に含有しないことが望ましいが、工業生産的な制約により0.004%を上限とする。
Alは脱酸元素として鋼中に含まれる元素であるが、Tiより早くOと結合してTi酸化物の生成を阻害するため、Ti酸化物を十分に生成させるためには、Alは少ない方が望ましい。Alは実質的に含有しないことが望ましいが、工業生産的な制約により0.004%を上限とする。
Ti:0.005〜0.020％
TiはOと結合してTi2O3やTiO2等のTi酸化物を形成し、ミクロ組織を微細化させる効果があるが、Ti量が多いとCと結合してTiCを生成し、靭性を劣化させる恐れがあるため、適正範囲を0.005〜0.020％とした。
TiはOと結合してTi2O3やTiO2等のTi酸化物を形成し、ミクロ組織を微細化させる効果があるが、Ti量が多いとCと結合してTiCを生成し、靭性を劣化させる恐れがあるため、適正範囲を0.005〜0.020％とした。
N:0.0020〜0.0060％
NはTi窒化物の生成に必須であるが、含有量が0.0020％未満では効果が小さい。また0.0060％超ではスラブ製造時に表面割れが発生するため、範囲を0.0020〜0.0060％とする。
NはTi窒化物の生成に必須であるが、含有量が0.0020％未満では効果が小さい。また0.0060％超ではスラブ製造時に表面割れが発生するため、範囲を0.0020〜0.0060％とする。
O:0.0025〜0.0045％
OはTi酸化物の生成に必須であるが、含有量が0.0030％未満では生成量が少なく効果が小さい。0.0045％超では粗大な酸化物が形成されることで靭性が劣化するため上限を0.0045％とする。
OはTi酸化物の生成に必須であるが、含有量が0.0030％未満では生成量が少なく効果が小さい。0.0045％超では粗大な酸化物が形成されることで靭性が劣化するため上限を0.0045％とする。
B:0.0005〜0.0030％
Bは焼入れ性を著しく向上させる元素であるため、本発明における強度確保のために極めて重要であるが、その効果を十分に得るには0.0005％以上の添加が必要である。ただし過剰な添加は焼入れ性向上効果が飽和するだけでなく、B析出物を生成し靭性に悪影響及ぼすこともあるので上限を0.0030％とする。より好ましくは0.0010〜0.0020％の範囲が良い。
Bは焼入れ性を著しく向上させる元素であるため、本発明における強度確保のために極めて重要であるが、その効果を十分に得るには0.0005％以上の添加が必要である。ただし過剰な添加は焼入れ性向上効果が飽和するだけでなく、B析出物を生成し靭性に悪影響及ぼすこともあるので上限を0.0030％とする。より好ましくは0.0010〜0.0020％の範囲が良い。
以上が本発明における必須の元素である。次に選択的に添加するNb、Cu、Ni、Cr、Vの添加理由について説明する。
Nb:0.005〜0.015％
Nbは母材強度の向上のために有効である。その効果を得るためには0.005％以上の添加が必要である。一方、過度な添加は溶接熱影響部の靭性に極めて悪影響を及ぼすため上限を0.015％とする。
Nbは母材強度の向上のために有効である。その効果を得るためには0.005％以上の添加が必要である。一方、過度な添加は溶接熱影響部の靭性に極めて悪影響を及ぼすため上限を0.015％とする。
Ni:0.05〜1.0％
Niは過剰に添加しなければ溶接熱影響部の靭性に悪影響を与えることなく母材の強度、靭性を向上させる。これらの効果を発揮させるためには少なくとも0.05％以上の添加が必要である。高価な元素であるため、工業生産上添加の上限を1.0％とする。
Niは過剰に添加しなければ溶接熱影響部の靭性に悪影響を与えることなく母材の強度、靭性を向上させる。これらの効果を発揮させるためには少なくとも0.05％以上の添加が必要である。高価な元素であるため、工業生産上添加の上限を1.0％とする。
Cu:0.05〜0.70％
CuはNiとほぼ同様の効果、現象を示し、効果を発揮させるためには0.05％以上の添加が必要であり、添加しすぎると溶接熱影響部の靭性を損なうため、上限を0.70％とする。
CuはNiとほぼ同様の効果、現象を示し、効果を発揮させるためには0.05％以上の添加が必要であり、添加しすぎると溶接熱影響部の靭性を損なうため、上限を0.70％とする。
V:0.005〜0.030％
Vの添加は母材の強度上昇に有効なためであるが、効果を発揮させるためには0.005％以上の添加が必要である。また添加しすぎると溶接熱影響部の靭性を損なうため、上限を0.030％とする。
Vの添加は母材の強度上昇に有効なためであるが、効果を発揮させるためには0.005％以上の添加が必要である。また添加しすぎると溶接熱影響部の靭性を損なうため、上限を0.030％とする。
Cr:0.005〜0.030％
CrはVと同様母材の強度上昇に有効である。この効果を発揮させるためには0.005％以上の添加が必要であるが、添加しすぎると溶接熱影響部の靭性を損なうため、上限を0.030％とする。
CrはVと同様母材の強度上昇に有効である。この効果を発揮させるためには0.005％以上の添加が必要であるが、添加しすぎると溶接熱影響部の靭性を損なうため、上限を0.030％とする。
次に鋼板の製造条件の限定理由について説明する。
この鋼板は連続鋳造で製造することが必須である。その理由として溶鋼の凝固速度が速く、スラブ中に微細なTi酸化物とTi窒化物を多量に生成させることが出来るからである。
この鋼板は連続鋳造で製造することが必須である。その理由として溶鋼の凝固速度が速く、スラブ中に微細なTi酸化物とTi窒化物を多量に生成させることが出来るからである。
スラブの圧延に際して、再加熱温度は950℃〜1100℃とする必要がある。1100℃を超えるとTi窒化物が粗大化し、鋼板の靭性劣化や溶接熱影響部の靭性改善効果が期待できないことに加え、初期オーステナイト粒が粗大になり、板厚中心部の靭性を悪化させるためである。一方再加熱温度が低いと、圧延負荷が大きくなり、圧延機の能力によっては圧下が不十分でセンターポロシティが残存してしまい、内質欠陥が発生したり、板厚中心の靭性を低下させることがあるので、950℃を再加熱温度の下限とした。
スラブ再加熱後の製造方法はTMCPが必須である。TMCPは圧延温度を鋼成分に適した範囲で制御し、必要に応じて水冷等を実施する製造方法であり、フェライト組織の粒径を微細にすることで鋼板の強度上昇や靭性向上が達成できる。強度確保のために、圧延温度は800℃以上の温度とするべきである。TMCP条件として、オーステナイト未再結晶温度域での累積圧下率が30％以上とする。
TMCPの方法としては（a）制御圧延（CR）（b）制御圧延―加速冷却（CR−ACC）（c）圧延後直接焼入れ−焼戻し（DQ−T）がある。
（実施例）
以下で、実施例及び比較例に基づいて本発明を説明する。
転炉−連続鋳造−厚板圧延工程で種々の成分の鋼板を製造し、その材質を調査した。
以下で、実施例及び比較例に基づいて本発明を説明する。
転炉−連続鋳造−厚板圧延工程で種々の成分の鋼板を製造し、その材質を調査した。
表１に比較鋼と共に開発鋼の鋼成分を、表２に鋼板の製造条件と諸特性を示す。本発明方法に従って製造した鋼板は、すべて良好な特性を有する。これに対し、比較鋼ではいずれかの特性が劣っている。
本発明ではシャルピー破面遷移温度‐60℃以下となる場合にシャルピー特性が良好とした。温度毎3本の試験を計5温度分で実施し、延性破面率の平均値が50%となる温度をシャルピー破壊面遷移温度とした。
本発明ではシャルピー破面遷移温度‐60℃以下となる場合にシャルピー特性が良好とした。温度毎3本の試験を計5温度分で実施し、延性破面率の平均値が50%となる温度をシャルピー破壊面遷移温度とした。
比較例11はC量が高く、母材靭性と継手靭性に劣っている。比較例12はB量が少なく、強度が劣っている。比較例13はMn量が多く、靭性に劣る。比較例14は再加熱温度が高く、靭性に劣る。比較例15は圧延温度が低く、靭性に劣る。比較例16はB量が多く、靭性に劣る。比較例18はMn量が少なく、それぞれ強度に劣る。比較例19はAl量が多く、継手靭性に劣る。比較例20はTMCP圧延に先立つ再加熱温度が低く、靭性に劣る。破壊の起点に未圧着のポロシティが観察された。
本発明によれば、低温環境下で使用される板厚中心部でのシャルピー衝撃特性が良好な厚手鋼板の製造が可能となり、更に、靭性確保のための低温制御圧延を必要としないため、圧延生産性を向上させることができるので、これらの鋼材を大量に使用する海洋構造物等の製造コスト低減等に大いに寄与するものである。
Claims (4)
- 降伏強度が340〜500MPa、板厚が60〜100mmであり、その組成が質量％で
C:0.01〜0.07％
Si:0.05〜0.30％
Mn:0.80〜1.40％
P:0.01％以下
S:0.005％以下
Al:0.004％以下
Ti:0.005〜0.020％
N:0.0020〜0.0060％
O:0.0025〜0.0045％
B:0.0005〜0.0030％
を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなることを特徴とするシャルピー衝撃特性の優れた鋼板。 - さらに、質量％で
Nb:0.005〜0.015％:
Ni:0.05〜1.0％
Cu:0.05〜0.7％
V:0.005〜0.030％
Cr:0.005〜0.030％
の1種または2種以上加えたことを特徴とする請求項１に記載のシャルピー衝撃特性の優れた鋼板。 - 質量％で
C:0.01〜0.07％
Si:0.05〜0.30％
Mn:0.80〜1.40％
P:0.01％以下
S:0.005％以下
Al:0.004％以下
Ti:0.005〜0.020％
N:0.0020〜0.0060％
O:0.0025〜0.0045％
B:0.0005〜0.0030％
を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなる溶鋼を連続鋳造法によってスラブとし、その後950℃〜1100℃の温度に再加熱後、圧延温度が800℃以上であって、オーステナイト未再結晶域での累積圧下率が３０％以上となるTMCPを適用することを特徴とする請求項１に記載のシャルピー衝撃特性の優れた鋼板の製造方法。 - さらに、質量％で
Nb:0.005〜0.015％:
Ni:0.05〜1.0％
Cu:0.05〜0.7％
V:0.005〜0.030％
Cr:0.005〜0.030％
の1種または2種以上加えた溶鋼を使用することを特徴とする請求項３に記載のシャルピー衝撃特性の優れた鋼板の製造方法。
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