JP2532176B2 - 溶接性および脆性亀裂伝播停止特性の優れた高張力鋼の製造方法 - Google Patents
溶接性および脆性亀裂伝播停止特性の優れた高張力鋼の製造方法Info
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脆性亀裂伝播停止特性に優れた降伏強さが70kgf/mm
2 以上で、引張強さが80kgf/mm2 以上の高張力鋼の
製造方法に関するものである。
あり、海底資源開発につながる海洋構造物および海底調
査作業船の建造あるいは、エネルギー源を貯蔵する圧力
容器の建造等エネルギー関連の溶接鋼構造物の建造が活
発化している。これらに使用される構造物は大型化し
て、使用鋼材が厚肉化し、より安全性の確保が重要な課
題である。
は、高強度に加え、安全性、作業性の面から、高溶接性
でかつ高靱性が要求されており、更に構造物は変形もし
くは破壊してはならず、低温における脆性亀裂伝播停止
特性を具備することが望まれている。
張強さが80kgf/mm2 以上の溶接性に優れた高張力鋼
(以下HT80と呼ぶ)の製造方法として、〔B〕を添
加して、その焼入性向上効果を利用する方法がある。
当量(Ceq)を低減させるためC,Ni,Cr,Mo
等の焼入性増加元素の必要以上の添加をさけ、その代わ
り〔B〕の焼入性を最大限に発揮させるため、Al−B
処理あるいは低N化処理を施し、再加熱焼入れ・焼戻し
法あるいは圧延後直接焼入れ・焼戻し法によって製造さ
れている。
「ボロン含有低合金調質型高張力鋼板の製造法」、特公
昭60−20461号公報「高強度高靱性を有する厚肉
高張力鋼板」がある。これらは焼入れ焼戻し処理により
得られた組織が焼戻しマルテンサイトあるいは焼戻し下
部ベイナイト組織であるため、高強度と高靱性が達成さ
れている。
する方法としては、Cuの時効析出硬化作用を利用した
Ni−Cu鋼(ASTM規格の710鋼)が知られてお
り、再加熱焼入れ焼戻し法あるいは再加熱焼準焼戻し法
によって製造されている。更に、最近のCu鋼の研究で
は制御圧延と時効処理を組合せた種々の高張力鋼の開発
および品質改善が行なわれてきている。例えば、特公平
2−47525号公報「溶接部低温靱性の優れたCu添
加鋼の製造法」のように、Ni0.5%以下において、
Cu−クラック防止のため極低温加熱し、更に低N化に
より低温靱性および溶接部靱性の向上を図っている。
性向上効果を利用する方法は、確かにC,Ni,Cr,
Mo等の元素が低減でき、溶接前の予熱温度を下げるこ
とができ溶接性は向上するが、溶接時の予熱を完全に省
略するまでは至っていない。更に、厚肉材においては、
表層下から1/4t部は〔B〕の焼入性向上によりマル
テンサイトあるいは下部ベイナイト組織が得られ靱性が
確保されるが、板厚中心部においては、上部ベイナイト
組織の生成により十分な靱性が得られているとは言えな
い。
造法によって得られた鋼板は、C量も低く溶接性に優
れ、引張強さ60kgf/mm2 級の高張力鋼に適用されて
いるが、80kgf/mm2 級鋼においては、上部ベイナイ
ト組織の生成により強度および靱性が不十分であった。
の確保から、構造物は変形もしくは破壊してはならず、
特に鋼材に対しては、低温における脆性亀裂伝播停止特
性も考慮せねばならない。前述の製造法によって得られ
た鋼板は、このような配慮が十分になされておらず、使
用上十分に安全であるとは言えない。
性、低温靱性および脆性亀裂伝播停止特性に優れた厚肉
HT80鋼を開発することを目的に、鋼成分およびその
製造方法について種々の実験を行なった結果、溶接予熱
温度の低下には、溶接熱影響部(以下HAZと言う)の
硬さ低下が重要であり、HAZ硬さには〔B〕が著しく
影響し、〔B〕を0.0004%以下とし、更に〔C〕
を0.08%以下とすることにより、著しくHAZ硬さ
が低減され、溶接予熱が省略できることを知見した。
%を基本にした厚肉材の板厚内全位置に対し、均一な高
強度高靱性を得るには、上部ベイナイト組織が生成して
も、伸長オーステナイト粒の細粒化による有効結晶粒の
微細化と、焼戻し処理時の高温側で安定なCu−Ti−
Vの複合析出強化を利用することが有効であり、加熱、
圧延、冷却、焼戻し工程において温度および圧延条件等
を規制することにより、目的の鋼が製造できることを知
見した。
したもので、その要旨は、重量%でC;0.02〜0.
08%、Si;0.02〜0.50%、Mn;0.4〜
1.5%、Cu;0.5〜2.0%、Ni;0.3〜
3.5%、Mo;0.20〜1.00%、Ti;0.0
05〜0.035%、V;0.005〜0.10%、A
l;0.01〜0.08%、B;0.0004%以下、
N;0.0030〜0.010%を含有し、残部が鉄お
よび不可避的不純物からなる鋼片、あるいは、更にC
r;0.05〜1.0%、Nb;0.005〜0.05
%の強度改善元素群、又は介在物形態制御作用のあるC
a;0.0005〜0.005%の一種又は二種以上を
含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼片を
1000〜1150℃に加熱した後、熱間圧延におい
て、オーステナイトが再結晶しない温度域で仕上げ板厚
に対し圧下率60%以上となるように圧延を行なった
後、Ar3点以上の温度から水冷を開始し、250℃以下
の温度で停止する焼入れ処理を行ない、続いて540℃
以上Ac1点以下の温度で焼戻し処理することを特徴とす
る溶接性および脆性亀裂伝播停止特性の優れた高張力鋼
の製造方法である。
本発明を上記のような鋼成分に限定した理由を述べる。
昇させるのに有効な元素である。しかし、本発明の目的
である、溶接予熱温度の低下や予熱省略に対しては、最
も影響を与える元素である。0.08%を超えると溶接
HAZが著しく硬化し、溶接性が低下する。又、0.0
2%未満であると強度が得られない。従って、C含有量
を0.02〜0.08%とした。
0.02%は鋼中に含まれることになるが、0.50%
超になると焼戻し脆性が大きくなり、低温靱性を低下さ
せる。従って、Si含有量を0.02〜0.50%とし
た。
性確保に有効であり、このため0.4%以上必要である
が、Mnが高いとSiと同様に焼戻し脆性が大きくなる
ので、1.5%以下にする必要がある。従って、Mnの
含有量を0.4〜1.5%とした。
を向上させることが可能で本発明の重要な元素である。
低炭素−B無添加を基本にした本発明鋼においては、焼
入性の低下を補うため、圧延後直接焼入れし、その後の
焼戻し処理においてCuの析出硬化により強度確保のた
め0.5%以上必要である。しかし、2.0%超添加し
ても強度は飽和し、かえって靱性の低下をきたす。従っ
て、Cuの含有量を0.5〜2.0%とした。
および低温靱性を向上させるのに有効な元素である。
又、本発明鋼ではCuによる熱間割れおよび溶接高温割
れの防止にも効果がある。特に本発明においては、Ni
はベイナイトラスを微細化させ低温靱性向上の面から
0.3%以上必要である。しかし、3.5%を超えると
強度の割には靱性改善の効果が小さく、経済性で不利と
なる。従って、Niの含有量を0.3〜3.5%とし
た。
および焼戻し脆性を防止するために有効な元素である。
更に、本発明の圧延時においてMoは未再結晶温度域を
拡大するため未再結晶温度域で十分な圧下を加えること
によりオーステナイト粒の細粒化が図られ、且つ、加工
歪みが導入でき転位密度を増加させ、焼戻しによるC
u,Ti,V炭窒化物の析出硬化を増大させ強度向上が
効果的に達成できる。0.20%未満では、未再結晶温
度域の拡大効果が小さく、目標とする強度、靱性が得ら
れず、又、1.00%を超えると強度向上効果が飽和
し、かえって低温靱性および溶接性が低下する。従っ
て、Moの含有量を0.20〜1.00%とした。
粒および溶接HAZ組織を細粒化させる効果がある。本
発明では加熱オーステナイト粒の細粒化に加え、焼戻し
処理時においてCu−Ti−Vの複合析出物を生成さ
せ、高温焼戻し温度まで安定化させ強度と靱性を得るた
めで、加熱・圧延時においてTi(CN)微細析出させ
ることが重要である。0.005%未満ではその効果が
小さく、又、0.035%を超えるとTi(CN)が粗
大化し母材および溶接HAZ靱性を低下させる。従っ
て、Tiの含有量を0.005〜0.035%とした。
析出硬化により強度確保に有効である。本発明において
は、特にVはCuおよびTiとの複合析出物を生成さ
せ、それによる強化を高温焼戻し温度まで保持し、高強
度と高靱性を確保するためであり、0.005%未満で
は目標の強度が得られず、又、0.10%を超えると靱
性が低下する。従って、Vの含有量を0.005〜0.
10%とした。
ると同時に鋼片加熱時に窒化物を形成し、オーステイト
粒の細粒化に有効である。しかし、0.01%未満では
その効果が小さく、又、0.08%を超えるとアルミナ
系介在物が増加し靱性を阻害する。従って、Alの含有
量を0.01〜0.08%とした。
性を低下させるため、本発明においては最も有害な元素
である。特に小入熱溶接(17kJ/cm以下)において
は、0.0004%を超えるとHAZ部を著しく硬化さ
せる。従って、その含有量を0.0004%以下とし
た。
オーステナイト粒の粗大化を防止するという重要な作用
がある。0.0030%未満では細粒化作用が小さく、
母材およびHAZの靱性、更に脆性亀裂伝播停止特性の
向上が望めない。又、0.010%を超えると母材およ
びHAZ靱性を著しく低下する。従って、N含有量を
0.0030〜0.010%とした。
b)およびCaの一種又は二種以上添加する。Cr,N
b成分は鋼の強度を向上させるという均等的作用をもつ
もので、所望の効果を確保するためにはそれぞれ含有下
限量をCr;0.05%、Nb;0.005%とする必
要がある。しかし、それぞれCr;1.0%、Nb;
0.05%を超えて含有させると、溶接HAZが著しく
硬化し溶接割れ性およびHAZ靱性が低下する。
であり、靱性の異方性を小さくする効果がある。又、溶
接残留応力除去焼鈍による割れ防止に効果を発揮する。
しかし、0.005%を超えると介在物増加により靱性
を低下させる。
P,S等は、本発明の特性である靱性を低下させる有害
な元素であるから、その量は少ない方がよい。好ましく
はP≦0.010%、S≦0.005%である。
について述べる。上記のような鋼成分組成であってもC
u,V等の析出硬化を十分に発揮させ、更に厚肉材の板
厚方向各位置の強度および靱性を均一に高靱化させ、且
つ脆性亀裂伝播停止特性を向上させるためには、製造方
法が適切でなければならない。ここで、鋼片の加熱、圧
延、冷却および焼戻し条件の限定理由について説明す
る。まず上記成分組成の鋼片を、1000〜1150℃
に加熱し熱間圧延を行なう。本発明においては、高い脆
性亀裂伝播停止特性および高靱性を得るためには、厚肉
材の板厚中心部において、上部ベイナイト組織が生成し
ても十分なほどオーステナイト粒を細粒化する必要があ
り、加熱段階で鋼片厚肉内のオーステナイト粒の細粒化
が重要である。
度においてもCu,V,Nb等の溶体化を充分に図り、
焼戻し処理でこれら元素の析出強化が十分に行なわれる
ことが必要である。1000℃未満の低い温度ではこの
固溶化作用が十分でなく、焼戻し処理において十分な析
出硬化が期待できない。又、1150℃を超える加熱温
度では、必須元素として添加されているTiおよびNの
効能と相まって圧延前のオーステナイト粒を細粒かつ整
粒に保つことができなくなり、その後の圧延においても
オーステナイト粒が均一細粒化されない。従って、鋼片
の加熱温度を1000〜1150℃とした。
が再結晶しない温度域で仕上げ板厚に対し圧下率60%
以上となるように圧延を行なう。これはオーステナイト
粒を伸長細粒化させ、オーステナイト粒内に多数の変形
帯を形成させることにより有効結晶粒が細粒化され、低
温靭性を向上させるためである。
いてCu,V,Nb等による析出硬化を高温焼戻し温度
まで助長させるためでもある。図1は後述する表1の鋼
Cについて鋼片加熱後再結晶域圧延材と未再結晶域圧延
材について圧下率を変化させ圧延後水冷し、その後焼戻
し処理し、靭性の変化を調査した結果である。
しているため、圧延後直接焼入れ処理後の組織は上部ベ
イナイトが主体の組織となるため、この組織においては
再結晶圧延温度域のみの圧延による整細粒オーステナイ
ト粒では靭性の向上が望めなく、また、未再結晶温度域
の圧下率が60%未満でもオーステナイト粒の伸長細粒
化が不十分となり、靭性の改善が小さい。以上の理由か
ら、未再結晶温度域での圧下率を60%以上とした。好
ましい圧下率の上限は95%である。
始し、250℃以下の温度で停止する焼入れ処理を行な
う必要がある。これは、細粒化と加工を受けたオーステ
ナイトを転位密度の高い微細ベイナイト組織に変態させ
るためである。
るいは冷却が空冷ではフェライトの生成および加工歪み
の消失が起こり、強度・靭性低下の原因となる。又、水
冷停止温度が250℃を超えると焼戻し処理における析
出強化作用が不十分となる。次に熱間圧延後水冷された
鋼は、その後540℃以上Ac1点以下の温度で焼戻し処
理を行なう。この焼戻し処理はCu,V(Nb)等の析
出物を十分に析出硬化させ、高強度を得ることと同時に
高靭性を確保する必要がある。
系)と比較鋼(鋼CからTiとVを除いたCu単独系お
よび鋼CからVを除いたCu−Ti系)について、焼戻
し処理以前の工程は本発明法の製造条件で製造し、焼戻
し処理において焼戻し温度を変化させ、強度と靭性の関
係について調査した結果である。
ずれの系も最も高強度が得られるが、反面、靭性は最も
低下する。更に焼き戻し温度の上昇と共に強度は低下す
るが靭性は向上する。600℃以上の焼戻しではCu系
およびCu−Ti系は強度の低下が著しいが、Cu−T
i−V系は強度の低下が比較的小さく、且つ靭性は強度
が高い割には高靭性が得られる。
(SR処理)を施す場合があり、一般的にSR温度は5
50〜580℃で行なうが、SR処理による軟化を防止
する必要がある。又、Ac1点を超えた温度では強度が著
しく低下する。以上の理由から、焼戻し温度の下限を5
40℃以上、上限をAc1点以下と限定した。
低炭素にも拘らず板厚方向全位置において均質な細粒組
織となり、高強度、高靭性が得られ、且つ脆性亀裂伝播
停止特性が著しく改善される。又、溶接HAZ部の硬化
性が著しく減少するため常温溶接が可能となる。
片を、表2に示す本発明法と比較法の各々の製造条件に
基づいて、板厚30〜100mmの鋼板に製造した。これ
らについて母材の機械的性質と温度勾配型ESSO試験
による脆性亀裂伝播停止特性、および溶接性については
溶接HAZ部の最高硬さ試験およびy型拘束割れ試験
(鉄研式)により溶接割れ停止予熱温度を調査した。
の小入熱17kJ/cmで被覆アーク溶接で行なった。これ
ら表1の化学組成を有する鋼と、表2で示す製造条件と
によって得られた母材の板厚方向各部の機械的性質、脆
性亀裂伝播停止特性のKca試験結果、および溶接HA
Z部の最高硬さ試験、y型拘束割れ試験の結果を表3に
示す。
た1−A〜10−J)においては、母材の強度、靭性値
は板厚方向差も小さく、且つ十分に高い値である。又、
本発明の特徴であるESSO試験のKca値も十分に高
く、更に、溶接HAZの最高硬さも低く、その結果、溶
接割れ停止温度も50℃以下と著しく低減されている。
より規定された化学組成範囲を逸脱した比較鋼(K,
L,M,N)と組合わせた比較例においては、例11−
KではC量が多く、溶接HAZ部の硬さが高くなり割れ
停止予熱温度も高い。更に、Niが低いため、ベイナイ
トラスが粗くなり1/2t部の強度および靭性不足であ
る。例12−LはBが添加されているために、溶接HA
Z部の硬さが高く、割れ停止予熱温度も高くなってい
る。例13−MではTiが添加されておらず、又、N量
も低いため、オーステナイト粒の細粒化が不十分となり
母材靭性および脆性亀裂伝播停止特性も低下している。
例14−NではCuおよびVが添加されておらず、析出
強化が不十分となり強度が低下している。
を逸脱した比較法(15〜20)と組合わせた比較例に
おいては、例15−Cは鋼片の加熱温度が低いため、C
u,V,Nb等の溶体化が不十分となり析出強化が図れ
ず、強度不足である。例16−Cは未再結晶域温度での
圧下率が低いため変形帯の形成および析出強化が不十分
となり、強度および靭性が低下し、又、Kca値も低
い。例17−Cは圧延後Ar3点以下の低い温度から水冷
を開始したため、フェライトが生成し、強度不足であ
る。又、例18−Eは鋼片の加熱温度が高く、その後の
圧延でも細粒化が不十分となり靭性不足である。且つK
ca値も低い。例19−Eは水冷停止温度が高いため、
析出強化作用が不十分となり強度不足である。例20−
Eは焼戻し温度が低いため、強度は十分高いが、反面、
靭性が低下している。
溶接硬化性、低温割れ性および低温靭性、更には脆性亀
裂伝播停止特性の優れた80kgf/mm2 級高張力鋼の製
造が可能となった。その結果、現場溶接施工能率や安全
性が著しく向上した。
ついてそれぞれ圧下率を変化させた時の靭性の変化を示
す図表である。
(Cu系、Cu−Ti系)について焼戻し温度に及ぼす
強度と靭性の変化について示す図表である。
Claims (2)
- 【請求項1】 重量%で C ;0.02〜0.08%、 Si;0.02〜0.50%、 Mn;0.4〜1.5%、 Cu;0.5〜2.0%、 Ni;0.3〜3.5%、 Mo;0.20〜1.00%、 Ti;0.005〜0.035%、 V ;0.005〜0.10%、 Al;0.01〜0.08%、 B ;0.0004%以下、 N ;0.0030〜0.010%、 残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼片を1000
〜1150℃に加熱した後、熱間圧延において、オース
テナイトが再結晶しない温度域で仕上げ板厚に対し圧下
率60%以上となるように圧延を行なった後、Ar3点以
上の温度から水冷を開始し、250℃以下の温度で停止
する焼入れ処理を行ない、続いて540℃以上Ac1点以
下の温度で焼戻し処理することを特徴とする溶接性およ
び脆性亀裂伝播停止特性の優れた高張力鋼の製造方法。 - 【請求項2】 重量%で Cr;0.05〜1.0%、 Nb;0.005〜0.05% からなる強度改善元素群、又は介在物形態制御作用のあ
る Ca;0.0005〜0.005% の一種又は二種以上を含有することを特徴とする請求項
1記載の溶接性および脆性亀裂伝播停止特性の優れた高
張力鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP3151308A JP2532176B2 (ja) | 1991-06-24 | 1991-06-24 | 溶接性および脆性亀裂伝播停止特性の優れた高張力鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
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JP3151308A JP2532176B2 (ja) | 1991-06-24 | 1991-06-24 | 溶接性および脆性亀裂伝播停止特性の優れた高張力鋼の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH051323A JPH051323A (ja) | 1993-01-08 |
JP2532176B2 true JP2532176B2 (ja) | 1996-09-11 |
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JP3151308A Expired - Lifetime JP2532176B2 (ja) | 1991-06-24 | 1991-06-24 | 溶接性および脆性亀裂伝播停止特性の優れた高張力鋼の製造方法 |
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KR20160075927A (ko) | 2014-12-19 | 2016-06-30 | 주식회사 포스코 | 두께 중심부 강도 및 인성이 우수한 강재 및 이의 제조방법 |
JP7248896B2 (ja) * | 2019-06-17 | 2023-03-30 | 日本製鉄株式会社 | 大入熱溶接用高強度鋼板 |
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1991
- 1991-06-24 JP JP3151308A patent/JP2532176B2/ja not_active Expired - Lifetime
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