JP3397283B2 - 高靱性極厚高張力鋼材及びその製造方法 - Google Patents
高靱性極厚高張力鋼材及びその製造方法Info
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、板厚高い靱性と降
伏強さを同時に具備した引張強さ９５０Ｎ／mm2以上の
極厚（板厚７５mm超、特に１００mm以上に好適な）高張
力鋼板に関するものである。
伏強さを同時に具備した引張強さ９５０Ｎ／mm2以上の
極厚（板厚７５mm超、特に１００mm以上に好適な）高張
力鋼板に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】昨今、原子力発電所建設が極めて困難に
なりつつある反面、電力需要は伸びる一方であり特に夏
期ピーク時の消費量は極めて高い。このような情勢の中
で火力や水力発電所建設は産業界の急務であり、特に急
激な電力使用量変動の調整用発電に不可欠な大型揚水発
電にかかる期待は大きい。特に、高い落差のペンストッ
クを有した大型揚水発電の建設は急務であり、これにと
もなう高水圧に耐える鋼板も必要である。なかんづく、
非常に大きな水圧を受ける分岐部の補剛板には高強度且
つ厚手の鋼板の開発が必須である。現状ではこの用途に
引張強さ７８０Ｎ／mm2 級の厚手鋼板（例えば１６０m
m）が使用されているが、将来の超高落差水圧鉄管に使
用するとすれば厚さ２００mmを大幅に超え、あまりに極
厚化してしまうことになり、加工性、溶接施工性、運搬
コストなどの点から工業的限界がある。このため、強度
上昇により板厚の増大を抑制しつつ構造物の安全性を確
保することが考えられている。
なりつつある反面、電力需要は伸びる一方であり特に夏
期ピーク時の消費量は極めて高い。このような情勢の中
で火力や水力発電所建設は産業界の急務であり、特に急
激な電力使用量変動の調整用発電に不可欠な大型揚水発
電にかかる期待は大きい。特に、高い落差のペンストッ
クを有した大型揚水発電の建設は急務であり、これにと
もなう高水圧に耐える鋼板も必要である。なかんづく、
非常に大きな水圧を受ける分岐部の補剛板には高強度且
つ厚手の鋼板の開発が必須である。現状ではこの用途に
引張強さ７８０Ｎ／mm2 級の厚手鋼板（例えば１６０m
m）が使用されているが、将来の超高落差水圧鉄管に使
用するとすれば厚さ２００mmを大幅に超え、あまりに極
厚化してしまうことになり、加工性、溶接施工性、運搬
コストなどの点から工業的限界がある。このため、強度
上昇により板厚の増大を抑制しつつ構造物の安全性を確
保することが考えられている。
【０００３】したがって、産業界においては、板厚７５
mm以上の極厚で、板厚中心部において引張強さ９５０Ｎ
／mm2 以上且つ靱性を具備した鋼板が必要とされてお
り、その開発が電力安定需給の是非をになうと言っても
過言ではない。
mm以上の極厚で、板厚中心部において引張強さ９５０Ｎ
／mm2 以上且つ靱性を具備した鋼板が必要とされてお
り、その開発が電力安定需給の是非をになうと言っても
過言ではない。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】かかる目的に使用され
る引張強さ９５０Ｎ／mm2 以上の厚手高張力鋼として開
示された技術は少なく、たとえばＮｂ無添加Ｂ鋼として
特公平１−２０２１０号公報に記載されている鋼材があ
る。しかし、左記の鋼材は、極厚鋼板の特に板厚中心部
に必要不可欠な旧オーステナイト粒界への有効Ｂ偏析に
基づく組織制御がなされておらず、本発明は、このよう
な事情に鑑み考案されたもので、板厚全厚にわたり高い
靱性と降伏強さを同時に具備した引張強さ９５０Ｎ／mm
2 以上級の、極厚（板厚７５mm超、特に１００mm以上に
好適な）高張力鋼材を提供するものである。
る引張強さ９５０Ｎ／mm2 以上の厚手高張力鋼として開
示された技術は少なく、たとえばＮｂ無添加Ｂ鋼として
特公平１−２０２１０号公報に記載されている鋼材があ
る。しかし、左記の鋼材は、極厚鋼板の特に板厚中心部
に必要不可欠な旧オーステナイト粒界への有効Ｂ偏析に
基づく組織制御がなされておらず、本発明は、このよう
な事情に鑑み考案されたもので、板厚全厚にわたり高い
靱性と降伏強さを同時に具備した引張強さ９５０Ｎ／mm
2 以上級の、極厚（板厚７５mm超、特に１００mm以上に
好適な）高張力鋼材を提供するものである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、下記
（１）〜（５）のとおりである。 （１）重量比で、Ｃ：０．０７〜０．２％，Ｓｉ：０．
０５〜０．５％，Ｍｎ：０．６〜１．５％，Ｃｕ：０．
１〜１％，Ｎｉ：１〜５％，Ｎｂ：０．０１〜０．０５
％，ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１％，Ｂ：０．００
０３〜０．００３％，Ｎ：０．００６％以下と残部Ｆｅ
及び不可避不純物を含有し、少なくとも板厚中心部でオ
ーステナイト平均粒径ｄ（μｍ）、オーステナイト粒径
分布ばらつきΔｄからなるＢＳＰ＝（１００００×
〔Ｂ〕−０．４×ｄ）×（〔Ａｌ〕／２〔Ｎ〕）×（ｄ
／Δｄ）が、 １００≦ＢＳＰ≦３００ 〔但し、〔Ａｌ〕，〔Ｂ〕，〔Ｎ〕は、Ａｌ，Ｂ，Ｎの
含有量（重量％）〕を満足する鋼からなる引張強さ９５
０Ｎ／mm2 以上の高靱性極厚高張力鋼材。 （２）上記（１）記載の鋼に、さらに、Ｃｒ：０．２〜
１％，Ｍｏ：０．２〜１％，Ｖ：０．０１〜０．１％、
の板厚中心部強度改善元素群の１種又は２種以上を含有
せしめたことを特徴とする引張強さ９５０Ｎ／mm2 以上
の高靱性極厚高張力鋼材。 （３）上記（１）もしくは（２）記載の鋼に、さらに、
Ｔｉ：０．０１〜０．０５％を含有することを特徴とす
る引張強さ９５０Ｎ／mm2 以上の高靱性極厚高張力鋼
材。 （４）上記（１），（２）もしくは（３）記載の鋼組成
に、Ｃａ：０．００１〜０．０１％，ＲＥＭ：０．０１
〜０．０５％の１種または２種を含有せしめた鋼である
ことを特徴とする引張強さ９５０Ｎ／mm2 以上の高靱性
極厚高張力鋼材。 （５）上記（１），（２），（３）もしくは（４）記載
の鋳片または鋼片を、１０００〜１２００℃に加熱後熱
間圧延を施し板厚７５mm以上の鋼板となし、その後下記
式を満足するＴ℃に加熱後焼入れし、次いでＡc1点以下
の温度で焼もどすことを特徴とする引張強さ９５０Ｎ／
mm2 以上の高靱性極厚高張力鋼材の製造方法。
（１）〜（５）のとおりである。 （１）重量比で、Ｃ：０．０７〜０．２％，Ｓｉ：０．
０５〜０．５％，Ｍｎ：０．６〜１．５％，Ｃｕ：０．
１〜１％，Ｎｉ：１〜５％，Ｎｂ：０．０１〜０．０５
％，ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１％，Ｂ：０．００
０３〜０．００３％，Ｎ：０．００６％以下と残部Ｆｅ
及び不可避不純物を含有し、少なくとも板厚中心部でオ
ーステナイト平均粒径ｄ（μｍ）、オーステナイト粒径
分布ばらつきΔｄからなるＢＳＰ＝（１００００×
〔Ｂ〕−０．４×ｄ）×（〔Ａｌ〕／２〔Ｎ〕）×（ｄ
／Δｄ）が、 １００≦ＢＳＰ≦３００ 〔但し、〔Ａｌ〕，〔Ｂ〕，〔Ｎ〕は、Ａｌ，Ｂ，Ｎの
含有量（重量％）〕を満足する鋼からなる引張強さ９５
０Ｎ／mm2 以上の高靱性極厚高張力鋼材。 （２）上記（１）記載の鋼に、さらに、Ｃｒ：０．２〜
１％，Ｍｏ：０．２〜１％，Ｖ：０．０１〜０．１％、
の板厚中心部強度改善元素群の１種又は２種以上を含有
せしめたことを特徴とする引張強さ９５０Ｎ／mm2 以上
の高靱性極厚高張力鋼材。 （３）上記（１）もしくは（２）記載の鋼に、さらに、
Ｔｉ：０．０１〜０．０５％を含有することを特徴とす
る引張強さ９５０Ｎ／mm2 以上の高靱性極厚高張力鋼
材。 （４）上記（１），（２）もしくは（３）記載の鋼組成
に、Ｃａ：０．００１〜０．０１％，ＲＥＭ：０．０１
〜０．０５％の１種または２種を含有せしめた鋼である
ことを特徴とする引張強さ９５０Ｎ／mm2 以上の高靱性
極厚高張力鋼材。 （５）上記（１），（２），（３）もしくは（４）記載
の鋳片または鋼片を、１０００〜１２００℃に加熱後熱
間圧延を施し板厚７５mm以上の鋼板となし、その後下記
式を満足するＴ℃に加熱後焼入れし、次いでＡc1点以下
の温度で焼もどすことを特徴とする引張強さ９５０Ｎ／
mm2 以上の高靱性極厚高張力鋼材の製造方法。
【０００６】−４００℃≦Ｔ−｛７５００／（３−log
（Ｎｂ×Ｃ0.9 ））｝≦−３２０℃ 本発明の基本的な技術思想は、焼入れ性が高い鋼におい
て、焼入れ再加熱時のオーステナイト粒を十分に再結晶
させてほぼ六角形状の整細粒として鋼中の数ppm オーダ
ーの固溶Ｂをこのオーステナイト粒界上に偏析させるた
め、加熱時の固溶Ｂ確保及び再結晶進行度を表すＢ偏析
パラメーターを定義し、板厚中心部まで均一な強度と靱
性を有する極厚鋼板を得ることにある。
（Ｎｂ×Ｃ0.9 ））｝≦−３２０℃ 本発明の基本的な技術思想は、焼入れ性が高い鋼におい
て、焼入れ再加熱時のオーステナイト粒を十分に再結晶
させてほぼ六角形状の整細粒として鋼中の数ppm オーダ
ーの固溶Ｂをこのオーステナイト粒界上に偏析させるた
め、加熱時の固溶Ｂ確保及び再結晶進行度を表すＢ偏析
パラメーターを定義し、板厚中心部まで均一な強度と靱
性を有する極厚鋼板を得ることにある。
【０００７】さらに、本発明者らは、Ｎｂ添加鋼の極厚
材の板厚中心部を含め、オーステナイト粒界へのＢの有
効偏析の支配因子を詳細に検討した結果、オーステナ
イト粒が十分に再結晶されてほぼ六角形状でサイズがそ
ろった径分布となったとき、各オーステナイト粒界が大
傾角粒界となって再加熱焼入れ時に固溶Ｂを該粒界中に
有効に取り込み、Ｃの拡散を抑えて結果的に高い焼入れ
性を発揮できること、Ｂ，Ａｌ及びＮ含有量、旧オー
ステナイト平均粒径ｄ（μｍ）及びオーステナイト粒径
分布ばらつきΔｄで決まる旧オーステナイト粒界へのＢ
偏析パラメーター、ＢＳＰ＝（１００００×〔Ｂ〕−
０．４×ｄ）×（〔Ａｌ〕／２〔Ｎ〕）×（ｄ／Δｄ）
が、１００≦ＢＳＰ≦３００を満足するとき、図１に示
すように上記の効果が最大限に発揮されることを明ら
かにした。ここで、図１（ａ）に示すように、オーステ
ナイト平均粒径ｄと板厚中心部の−６０℃での衝撃吸収
エネルギーｖＥ−６０の間には明確な相関性が無いが、
図１（ｂ）に示すようにＢＳＰとｖＥ−６０には相関性
があり、ＢＳＰが１００未満では焼入れ性が低く、一
方、ＢＳＰが３００を超える場合、鋼の靱性が著しく低
下する。オーステナイト粒は例えばピクリン酸水溶液、
ドデシルベンゼンスルホン酸ソーダ溶液及びしゅう酸水
溶液の混合溶液を用いて現出させる。図２は、オーステ
ナイト粒の模式図である。オーステナイト平均粒径ｄ
は、光学顕微鏡５００倍観察で１０視野を任意に抽出し
さらに各視野から隣接し合う５０個のオーステナイト粒
を抽出し、各々の粒径についてＪＩＳ Ｇ ０５５１の
オーステナイト結晶粒度試験法の標準図と比較して粒度
番号を決定し、これより各粒を円形と仮定して直径から
オーステナイト平均粒径ｄを算出した。このようにして
測定した計５００個のオーステナイト粒径の頻度分布を
作成して平均粒径を決定し、さらにこの平均値まわりに
全粒径の５０％がおさまる範囲の上下限値と平均値との
偏差の大きい方をΔｄとした。
材の板厚中心部を含め、オーステナイト粒界へのＢの有
効偏析の支配因子を詳細に検討した結果、オーステナ
イト粒が十分に再結晶されてほぼ六角形状でサイズがそ
ろった径分布となったとき、各オーステナイト粒界が大
傾角粒界となって再加熱焼入れ時に固溶Ｂを該粒界中に
有効に取り込み、Ｃの拡散を抑えて結果的に高い焼入れ
性を発揮できること、Ｂ，Ａｌ及びＮ含有量、旧オー
ステナイト平均粒径ｄ（μｍ）及びオーステナイト粒径
分布ばらつきΔｄで決まる旧オーステナイト粒界へのＢ
偏析パラメーター、ＢＳＰ＝（１００００×〔Ｂ〕−
０．４×ｄ）×（〔Ａｌ〕／２〔Ｎ〕）×（ｄ／Δｄ）
が、１００≦ＢＳＰ≦３００を満足するとき、図１に示
すように上記の効果が最大限に発揮されることを明ら
かにした。ここで、図１（ａ）に示すように、オーステ
ナイト平均粒径ｄと板厚中心部の−６０℃での衝撃吸収
エネルギーｖＥ−６０の間には明確な相関性が無いが、
図１（ｂ）に示すようにＢＳＰとｖＥ−６０には相関性
があり、ＢＳＰが１００未満では焼入れ性が低く、一
方、ＢＳＰが３００を超える場合、鋼の靱性が著しく低
下する。オーステナイト粒は例えばピクリン酸水溶液、
ドデシルベンゼンスルホン酸ソーダ溶液及びしゅう酸水
溶液の混合溶液を用いて現出させる。図２は、オーステ
ナイト粒の模式図である。オーステナイト平均粒径ｄ
は、光学顕微鏡５００倍観察で１０視野を任意に抽出し
さらに各視野から隣接し合う５０個のオーステナイト粒
を抽出し、各々の粒径についてＪＩＳ Ｇ ０５５１の
オーステナイト結晶粒度試験法の標準図と比較して粒度
番号を決定し、これより各粒を円形と仮定して直径から
オーステナイト平均粒径ｄを算出した。このようにして
測定した計５００個のオーステナイト粒径の頻度分布を
作成して平均粒径を決定し、さらにこの平均値まわりに
全粒径の５０％がおさまる範囲の上下限値と平均値との
偏差の大きい方をΔｄとした。
【０００８】次に、本発明の限定理由を説明する。Ｃ
は、焼入れ性の確保と析出強化主要元素として重要であ
り、最低０．０７％を必要とするが、０．２％を越える
添加により靱性及び溶接性が低下する。よってＣの添加
範囲は０．０７〜０．２％である。Ｓｉは、脱酸材とし
て重要であるばかりでなく焼入れ性の点から不可欠であ
り、最低０．０５％を必要とするが、０．５％を越える
添加により靱性と溶接性を低下させ、且つ溶接継手ボン
ド部組織を粗くしかつ島状マルテンサイト組織を現出さ
せてこの部位の靱性を著しく低下させる。したがってＳ
ｉの添加範囲は０．０５〜０．５％とする。
は、焼入れ性の確保と析出強化主要元素として重要であ
り、最低０．０７％を必要とするが、０．２％を越える
添加により靱性及び溶接性が低下する。よってＣの添加
範囲は０．０７〜０．２％である。Ｓｉは、脱酸材とし
て重要であるばかりでなく焼入れ性の点から不可欠であ
り、最低０．０５％を必要とするが、０．５％を越える
添加により靱性と溶接性を低下させ、且つ溶接継手ボン
ド部組織を粗くしかつ島状マルテンサイト組織を現出さ
せてこの部位の靱性を著しく低下させる。したがってＳ
ｉの添加範囲は０．０５〜０．５％とする。
【０００９】Ｍｎは、Ｓを固定して熱間加工時の粒界割
れを防止する効果と焼入れ性の点から重要な元素であり
最低０．６％を必要とするが、１．５％を越える添加に
より、靱性を低下させ且つ熱間加工時の粒界へのＣｕ偏
析を助長する。したがってＭｎの添加範囲は０．６〜
１．５％とする。Ｃｕは析出強化による強度確保上必要
不可欠な元素であり最低０．１％を必要とするが、１％
を越える添加により溶接性及び靱性を低下させ且つ熱間
加工時の粒界への偏析割れを引き起こす。したがってＣ
ｕの添加範囲は０．１〜１％とする。
れを防止する効果と焼入れ性の点から重要な元素であり
最低０．６％を必要とするが、１．５％を越える添加に
より、靱性を低下させ且つ熱間加工時の粒界へのＣｕ偏
析を助長する。したがってＭｎの添加範囲は０．６〜
１．５％とする。Ｃｕは析出強化による強度確保上必要
不可欠な元素であり最低０．１％を必要とするが、１％
を越える添加により溶接性及び靱性を低下させ且つ熱間
加工時の粒界への偏析割れを引き起こす。したがってＣ
ｕの添加範囲は０．１〜１％とする。
【００１０】Ｎｉは焼入れ性とマトリックスの靱性確保
上不可欠の重要元素であり、本発明の板厚７５mm以上
（特に１００mm以上）の極厚鋼板においては最低１％を
必要とするが、５％を越える添加により溶接性と熱間加
工性を著しく低下させるうえ、Ａc1点を著しく低下させ
て焼もどし温度上限を下げ、結果的に靱性を低下させ
る。したがって、Ｎｉの添加範囲は１〜５％とする。
上不可欠の重要元素であり、本発明の板厚７５mm以上
（特に１００mm以上）の極厚鋼板においては最低１％を
必要とするが、５％を越える添加により溶接性と熱間加
工性を著しく低下させるうえ、Ａc1点を著しく低下させ
て焼もどし温度上限を下げ、結果的に靱性を低下させ
る。したがって、Ｎｉの添加範囲は１〜５％とする。
【００１１】Ｎｂは、本発明中の重要な元素である。Ｎ
ｂは添加されることによって、炭窒化物として析出して
析出強化及び結晶粒の細粒化に有効であるため最低０．
０１％を必要とするが、０．０５％を超えると析出物の
粗大化が顕著化し、母材及び溶接継手靱性を低下させ
る。したがって、Ｎｂの添加範囲は０．０１〜０．０５
％である。
ｂは添加されることによって、炭窒化物として析出して
析出強化及び結晶粒の細粒化に有効であるため最低０．
０１％を必要とするが、０．０５％を超えると析出物の
粗大化が顕著化し、母材及び溶接継手靱性を低下させ
る。したがって、Ｎｂの添加範囲は０．０１〜０．０５
％である。
【００１２】Ａｌは脱酸材として重要であるばかりでな
く、Ｎを固定して固溶Ｂを確保し焼入れ時にオーステナ
イト粒界に偏析したＢがフェライトの生成を抑制して焼
入れ性を高める効果を助ける。この重要な目的のためｓ
ｏｌ．Ａｌ状態で最低０．０１％を必要とするが、過剰
の添加は粗大ＡｌＮの析出をまねき靱性を著しく損うの
でその上限は０．１％である。したがって、ｓｏｌ．Ａ
ｌの範囲は０．０１〜０．１％である。
く、Ｎを固定して固溶Ｂを確保し焼入れ時にオーステナ
イト粒界に偏析したＢがフェライトの生成を抑制して焼
入れ性を高める効果を助ける。この重要な目的のためｓ
ｏｌ．Ａｌ状態で最低０．０１％を必要とするが、過剰
の添加は粗大ＡｌＮの析出をまねき靱性を著しく損うの
でその上限は０．１％である。したがって、ｓｏｌ．Ａ
ｌの範囲は０．０１〜０．１％である。
【００１３】Ｂは、オーステナイト粒界に偏析してフェ
ライトの生成を抑制することによって焼入れ性を確保す
る最も重要な元素であり、最低０．０００３％が必要で
あるが、０．００３％を超える添加によって粗大窒化物
を形成し靱性を低下させるうえ、かえって焼入れ性をも
低下させる。したがってＢの添加範囲は０．０００３〜
０．００３％である。
ライトの生成を抑制することによって焼入れ性を確保す
る最も重要な元素であり、最低０．０００３％が必要で
あるが、０．００３％を超える添加によって粗大窒化物
を形成し靱性を低下させるうえ、かえって焼入れ性をも
低下させる。したがってＢの添加範囲は０．０００３〜
０．００３％である。
【００１４】ＮはＡｌおよびＢの効果を安定に作用させ
るために０．００６％以下にしなければならない。これ
以上であると焼入れ性を低下させ、且つ靱性全般にも悪
影響を及ぼす。Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖは、焼入れ時にフェライ
トの生成を抑制するとともにＣｕ析出相との相互作用に
より焼もどし時に析出物形成し板厚中心部の強度上昇を
もたらす。
るために０．００６％以下にしなければならない。これ
以上であると焼入れ性を低下させ、且つ靱性全般にも悪
影響を及ぼす。Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖは、焼入れ時にフェライ
トの生成を抑制するとともにＣｕ析出相との相互作用に
より焼もどし時に析出物形成し板厚中心部の強度上昇を
もたらす。
【００１５】Ｃｒは焼入れ性確保上不可欠の元素であり
最低０．２％を必要とするが、１％を越える添加により
粗大炭化物を析出させ、靱性と溶接性を著しく低下させ
る。したがって、Ｃｒの添加範囲は０．２〜１％とす
る。Ｍｏは、析出強化と固溶強化による強化効果及び焼
入れ性確保の点から最低０．２％の添加を必要とする
が、１％を越える添加により粗大炭化物を析出させて靱
性を低下させるほか、溶接性と熱間加工性をも著しく低
下させる。したがって、Ｍｏの添加範囲は０．２〜１％
とする。
最低０．２％を必要とするが、１％を越える添加により
粗大炭化物を析出させ、靱性と溶接性を著しく低下させ
る。したがって、Ｃｒの添加範囲は０．２〜１％とす
る。Ｍｏは、析出強化と固溶強化による強化効果及び焼
入れ性確保の点から最低０．２％の添加を必要とする
が、１％を越える添加により粗大炭化物を析出させて靱
性を低下させるほか、溶接性と熱間加工性をも著しく低
下させる。したがって、Ｍｏの添加範囲は０．２〜１％
とする。
【００１６】Ｖは、焼入れ性向上のほか、翼状Ｖ炭窒化
物等の炭窒化物の析出強化による強化効果の点から最低
０．０１％を必要とするが、０．１％を超える添加は炭
窒化物の粗大化をまねき、かえって母材及び溶接継手の
靱性を低下させる。したがって、Ｖの添加範囲は０．０
１〜０．１％である。ＴｉはＡｌと同じく、Ｎを固定し
て固溶Ｂを確保し焼入れ時にオーステナイト粒界に偏析
したＢがフェライトの生成を抑制して焼入れ性を高める
効果を助ける。この目的のためには最低０．０１％を必
要とするが、過剰の添加は粗大ＴｉＮの析出をまねき母
材及び溶接継手の靱性を著しく損うのでその上限は０．
０５％である。したがって、Ｔｉの添加範囲は０．０１
〜０．０５％である。
物等の炭窒化物の析出強化による強化効果の点から最低
０．０１％を必要とするが、０．１％を超える添加は炭
窒化物の粗大化をまねき、かえって母材及び溶接継手の
靱性を低下させる。したがって、Ｖの添加範囲は０．０
１〜０．１％である。ＴｉはＡｌと同じく、Ｎを固定し
て固溶Ｂを確保し焼入れ時にオーステナイト粒界に偏析
したＢがフェライトの生成を抑制して焼入れ性を高める
効果を助ける。この目的のためには最低０．０１％を必
要とするが、過剰の添加は粗大ＴｉＮの析出をまねき母
材及び溶接継手の靱性を著しく損うのでその上限は０．
０５％である。したがって、Ｔｉの添加範囲は０．０１
〜０．０５％である。
【００１７】Ｃａ及びＲＥＭは、介在物の形態及び分散
制御に極めて有効で靱性向上に寄与する。この効果のた
めにはＣａは０．００１％以上、ＲＥＭは０．０１％以
上の添加を必要とするが、Ｃａでは０．０１％、ＲＥＭ
では０．０５％を超える添加で靱性をかえって低下させ
る。よってＣａの添加範囲は０．００１〜０．０１％、
ＲＥＭの添加範囲は０．０１〜０．０５％とする。
制御に極めて有効で靱性向上に寄与する。この効果のた
めにはＣａは０．００１％以上、ＲＥＭは０．０１％以
上の添加を必要とするが、Ｃａでは０．０１％、ＲＥＭ
では０．０５％を超える添加で靱性をかえって低下させ
る。よってＣａの添加範囲は０．００１〜０．０１％、
ＲＥＭの添加範囲は０．０１〜０．０５％とする。
【００１８】一方、鋼中のＰ，Ｓは焼もどし時にオース
テナイト粒界に偏析して靱性を著しく低下させるため、
ともに０．０１５％以下が好ましい。次に、鋼板製造条
件について説明する。スラブ加熱温度は、極厚鋼板中の
欠陥圧着のための圧延圧下しろを大きくとるためには１
０００℃以上が望ましく、一方１２００℃超では圧延後
の結晶粒が粗大化するため加熱温度上限は１２００℃が
望ましい。圧延後の冷却時に水冷を行っても良く、ま
た、圧延後の冷却は空冷及び水冷ともに３００℃以下ま
で行うことが望ましいが、３００℃以上において加熱を
行ってもかまわない。焼もどし後の冷却も空冷、水冷い
ずれでもかまわない。
テナイト粒界に偏析して靱性を著しく低下させるため、
ともに０．０１５％以下が好ましい。次に、鋼板製造条
件について説明する。スラブ加熱温度は、極厚鋼板中の
欠陥圧着のための圧延圧下しろを大きくとるためには１
０００℃以上が望ましく、一方１２００℃超では圧延後
の結晶粒が粗大化するため加熱温度上限は１２００℃が
望ましい。圧延後の冷却時に水冷を行っても良く、ま
た、圧延後の冷却は空冷及び水冷ともに３００℃以下ま
で行うことが望ましいが、３００℃以上において加熱を
行ってもかまわない。焼もどし後の冷却も空冷、水冷い
ずれでもかまわない。
【００１９】焼入れ時の加熱温度Ｔ（℃）は、本発明中
の重要要素である。すなわち、オーステナイト粒の異常
成長を抑えるＮｂＣの溶解阻止のため、ＮｂＣの溶解温
度より十分に低くなければならない。一方、Ｂの有効偏
析を得るためにはオーステナイト粒の再結晶が十分に起
こる温度を確保することが望ましい。以上の点を詳細に
検討した結果、図３（ｂ）に示すように、 −４００℃≦Ｔ−｛７５００／（３−log （Ｎｂ×Ｃ0.9 ））｝≦−３２０℃ …（１）式 の温度範囲が望ましいことがわかた。焼入れ回数は１回
で良いが、更に靱性の板厚方向の均一化を図るために２
回以上の焼入れを行なってもかまわない。２回目以降の
加熱温度Ｔも前記（１）式を満足し、かつ先の加熱温度
より低目にすることが好ましい。
の重要要素である。すなわち、オーステナイト粒の異常
成長を抑えるＮｂＣの溶解阻止のため、ＮｂＣの溶解温
度より十分に低くなければならない。一方、Ｂの有効偏
析を得るためにはオーステナイト粒の再結晶が十分に起
こる温度を確保することが望ましい。以上の点を詳細に
検討した結果、図３（ｂ）に示すように、 −４００℃≦Ｔ−｛７５００／（３−log （Ｎｂ×Ｃ0.9 ））｝≦−３２０℃ …（１）式 の温度範囲が望ましいことがわかた。焼入れ回数は１回
で良いが、更に靱性の板厚方向の均一化を図るために２
回以上の焼入れを行なってもかまわない。２回目以降の
加熱温度Ｔも前記（１）式を満足し、かつ先の加熱温度
より低目にすることが好ましい。
【００２０】本願発明によれば、板厚又は肉厚２００mm
程度であっても、母材の板厚（肉厚）中心部〜表層部に
わたって母材と継手の性能の良好な引張強さ９５０Ｎ／
mm2以上の極厚高張力鋼材が得られる。また、板厚又は
肉厚が７５〜２００mmの鋼材を更に冷間、温間（好まし
くはＡc1点以下）で加工したものであっても本願発明を
逸脱するものではない。
程度であっても、母材の板厚（肉厚）中心部〜表層部に
わたって母材と継手の性能の良好な引張強さ９５０Ｎ／
mm2以上の極厚高張力鋼材が得られる。また、板厚又は
肉厚が７５〜２００mmの鋼材を更に冷間、温間（好まし
くはＡc1点以下）で加工したものであっても本願発明を
逸脱するものではない。
【００２１】
【発明の実施の形態及び実施例】表１〜表４に示す成分
範囲の鋼を溶製し、これらの鋼を各温度に再加熱後、熱
間圧延で板厚７５〜２００mmまで圧延した後、種々の温
度で焼入れた後６３０℃で焼もどして供試鋼板とした。
表５〜表８のＢ偏析パラメーター（ＢＳＰ）は下記のｄ
とΔｄ測定より求めた。
範囲の鋼を溶製し、これらの鋼を各温度に再加熱後、熱
間圧延で板厚７５〜２００mmまで圧延した後、種々の温
度で焼入れた後６３０℃で焼もどして供試鋼板とした。
表５〜表８のＢ偏析パラメーター（ＢＳＰ）は下記のｄ
とΔｄ測定より求めた。
【００２２】オーステナイト粒はピクリン酸水溶液、ド
デシルベンゼンスルホン酸ソーダ溶液及びしゅう酸水溶
液の混合溶液を用いて現出させた。オーステナイト平均
粒径ｄは、光学顕微鏡５００倍観察で１０視野を任意に
抽出しさらに各視野から隣接し合う５０個のオーステナ
イト粒を抽出し、各々の粒径についてＪＩＳ Ｇ ０５
５１のオーステナイト結晶粒度試験法の標準図と比較し
て粒度番号を決定し、これより各粒を円形と仮定して直
径からオーステナイト平均粒径ｄを算出した。このよう
にして測定した計５００個のオーステナイト粒径の頻度
分布を作成して平均粒径を決定し、さらにこの平均値ま
わりに全粒径の５０％がおさまる範囲の上下限値と平均
値との偏差の大きい方をΔｄとした。
デシルベンゼンスルホン酸ソーダ溶液及びしゅう酸水溶
液の混合溶液を用いて現出させた。オーステナイト平均
粒径ｄは、光学顕微鏡５００倍観察で１０視野を任意に
抽出しさらに各視野から隣接し合う５０個のオーステナ
イト粒を抽出し、各々の粒径についてＪＩＳ Ｇ ０５
５１のオーステナイト結晶粒度試験法の標準図と比較し
て粒度番号を決定し、これより各粒を円形と仮定して直
径からオーステナイト平均粒径ｄを算出した。このよう
にして測定した計５００個のオーステナイト粒径の頻度
分布を作成して平均粒径を決定し、さらにこの平均値ま
わりに全粒径の５０％がおさまる範囲の上下限値と平均
値との偏差の大きい方をΔｄとした。
【００２３】製造した各鋼板の鋼板表層部（表面下７m
m）及び板厚中心部の各々圧延方向から採取した試験片
を用いて室温引張試験、また主圧延方向に対して垂直な
方向から衝撃試験片を採取し−６０℃での衝撃吸収エネ
ルギー（ｖＥ−６０）を測定した。さらに、サブマージ
・アーク溶接にて入熱４．８KJ／mmで鋼板の突合せ継手
を製作後、鋼板板厚１／４の部位で且つボンド線から２
mm溶接熱影響部に入った部位にノッチを入れた衝撃試験
片を採取し、０℃での衝撃吸収エネルギー（ｖＥ０）を
測定した。表５〜表８に以上の試験結果を示す。
m）及び板厚中心部の各々圧延方向から採取した試験片
を用いて室温引張試験、また主圧延方向に対して垂直な
方向から衝撃試験片を採取し−６０℃での衝撃吸収エネ
ルギー（ｖＥ−６０）を測定した。さらに、サブマージ
・アーク溶接にて入熱４．８KJ／mmで鋼板の突合せ継手
を製作後、鋼板板厚１／４の部位で且つボンド線から２
mm溶接熱影響部に入った部位にノッチを入れた衝撃試験
片を採取し、０℃での衝撃吸収エネルギー（ｖＥ０）を
測定した。表５〜表８に以上の試験結果を示す。
【００２４】なお、引張試験はＪＩＳ Ｚ ２２０１
４号試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ ２２０４に準拠して行
った。また、衝撃試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２０２ ４号
試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠して行なっ
た。表１〜表８に示す鋼のうちNo. １〜No. ２５は本発
明実施例であり、No. ２６〜No. ５２は本発明の範囲外
の比較例である。
４号試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ ２２０４に準拠して行
った。また、衝撃試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２０２ ４号
試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠して行なっ
た。表１〜表８に示す鋼のうちNo. １〜No. ２５は本発
明実施例であり、No. ２６〜No. ５２は本発明の範囲外
の比較例である。
【００２５】比較例No. ２６及びNo. ２７は、ＢＳＰが
本発明の下限を下回るため表層部強度及び板厚中心部の
強度・靱性が低い。比較例No. ２８及びNo. ２９は、Ｂ
ＳＰが本発明の上限を上回るため表層部靱性及び板厚中
心部の靱性が低い。比較例No. ３０は、Ｃが本発明の下
限を下回るため表層部強度及び板厚中心部の強度・靱性
が低い。
本発明の下限を下回るため表層部強度及び板厚中心部の
強度・靱性が低い。比較例No. ２８及びNo. ２９は、Ｂ
ＳＰが本発明の上限を上回るため表層部靱性及び板厚中
心部の靱性が低い。比較例No. ３０は、Ｃが本発明の下
限を下回るため表層部強度及び板厚中心部の強度・靱性
が低い。
【００２６】比較例No. ３１は、Ｃが本発明の上限を上
回るため表層部靱性及び板厚中心部の靱性が低い。比較
例No. ３２は、Ｓｉが本発明の下限を下回るため表層部
強度及び板厚中心部の強度・靱性が低い。比較例No. ３
３は、Ｓｉが本発明の上限を上回るため表層部、板厚中
心部及び溶接継手の靱性が低い。
回るため表層部靱性及び板厚中心部の靱性が低い。比較
例No. ３２は、Ｓｉが本発明の下限を下回るため表層部
強度及び板厚中心部の強度・靱性が低い。比較例No. ３
３は、Ｓｉが本発明の上限を上回るため表層部、板厚中
心部及び溶接継手の靱性が低い。
【００２７】比較例No. ３４は、Ｍｎが本発明の下限を
下回るため表層部強度及び板厚中心部の強度・靱性が低
い。比較例No. ３５は、Ｍｎが本発明の上限を上回るた
め表層部、板厚中心部及び溶接継手の靱性が低い。比較
例No. ３６は、Ｃｕが本発明の下限を下回るため表層部
及び板厚中心部の強度が低い。
下回るため表層部強度及び板厚中心部の強度・靱性が低
い。比較例No. ３５は、Ｍｎが本発明の上限を上回るた
め表層部、板厚中心部及び溶接継手の靱性が低い。比較
例No. ３６は、Ｃｕが本発明の下限を下回るため表層部
及び板厚中心部の強度が低い。
【００２８】比較例No. ３７は、Ｃｕが本発明の上限を
上回るため表層部、板厚中心部及び溶接継手の靱性が低
い。比較例No. ３８は、Ｎｉが本発明の下限を下回るた
め表層部及び板厚中心部の強度・靱性及び溶接継手の靱
性が低い。比較例No. ３９は、Ｎｉが本発明の上限を上
回るため表層部及び板厚中心部の靱性が低い。
上回るため表層部、板厚中心部及び溶接継手の靱性が低
い。比較例No. ３８は、Ｎｉが本発明の下限を下回るた
め表層部及び板厚中心部の強度・靱性及び溶接継手の靱
性が低い。比較例No. ３９は、Ｎｉが本発明の上限を上
回るため表層部及び板厚中心部の靱性が低い。
【００２９】比較例No. ４０は、Ｃｒが本発明の上限を
上回るため表層部、板厚中心部及び溶接継手の靱性が低
い。比較例No. ４１は、Ｍｏが本発明の上限を上回るた
め表層部、板厚中心部及び溶接継手の靱性が低い。比較
例No. ４２は、Ｍｏが本発明の上限を上回るため表層
部、板厚中心部及び溶接継手の靱性が低い。
上回るため表層部、板厚中心部及び溶接継手の靱性が低
い。比較例No. ４１は、Ｍｏが本発明の上限を上回るた
め表層部、板厚中心部及び溶接継手の靱性が低い。比較
例No. ４２は、Ｍｏが本発明の上限を上回るため表層
部、板厚中心部及び溶接継手の靱性が低い。
【００３０】比較例No. ４３は、Ｎｂが本発明の下限を
下回るため表層部及び板厚中心部の強度・靱性が低い。
比較例No. ４４は、Ｖが本発明の上限を上回るため表層
部及び板厚中心部の靱性及び溶接継手の靱性が低い。比
較例No. ４５は、Ａｌが本発明の下限を下回るため表層
部及び板厚中心部の強度・靱性が低い。
下回るため表層部及び板厚中心部の強度・靱性が低い。
比較例No. ４４は、Ｖが本発明の上限を上回るため表層
部及び板厚中心部の靱性及び溶接継手の靱性が低い。比
較例No. ４５は、Ａｌが本発明の下限を下回るため表層
部及び板厚中心部の強度・靱性が低い。
【００３１】比較例No. ４６は、Ａｌが本発明の上限を
上回るため表層部及び板厚中心部の靱性及び溶接継手の
靱性が低い。比較例No. ４７は、Ｂが本発明の下限を下
回るため表層部及び板厚中心部の強度・靱性が低い。比
較例No. ４８は、Ｂが本発明の上限を上回るため表層部
及び板厚中心部の靱性及び溶接継手の靱性が低い。
上回るため表層部及び板厚中心部の靱性及び溶接継手の
靱性が低い。比較例No. ４７は、Ｂが本発明の下限を下
回るため表層部及び板厚中心部の強度・靱性が低い。比
較例No. ４８は、Ｂが本発明の上限を上回るため表層部
及び板厚中心部の靱性及び溶接継手の靱性が低い。
【００３２】比較例No. ４９は、Ｎが本発明の上限を上
回るため表層部及び板厚中心部の強度・靱性及び溶接継
手の靱性が低い。比較例No. ５０は、Ｔｉが本発明の上
限を上回るため表層部、板厚中心部及び溶接継手の靱性
が低い。比較例No. ５１及びNo. ５２は、それぞれ、Ｃ
ａ及びＲＥＭが本発明の上限を上回るため表層部、板厚
中心部及び溶接継手の靱性が低い。
回るため表層部及び板厚中心部の強度・靱性及び溶接継
手の靱性が低い。比較例No. ５０は、Ｔｉが本発明の上
限を上回るため表層部、板厚中心部及び溶接継手の靱性
が低い。比較例No. ５１及びNo. ５２は、それぞれ、Ｃ
ａ及びＲＥＭが本発明の上限を上回るため表層部、板厚
中心部及び溶接継手の靱性が低い。
【００３３】これらに対し、本発明実施例No. １〜No.
２５は、鋼板全般及びその溶接継手にわたって強度と靱
性のバランスが申し分ない特性を示す。
２５は、鋼板全般及びその溶接継手にわたって強度と靱
性のバランスが申し分ない特性を示す。
【００３４】
【表１】
【００３５】
【表２】
【００３６】
【表３】
【００３７】
【表４】
【００３８】
【表５】
【００３９】
【表６】
【００４０】
【表７】
【００４１】
【表８】
【００４２】
【発明の効果】本発明により、板厚中心部においても強
度と靱性バランスが優れた引張強さ９５０Ｎ／mm2 以上
の極厚高張力鋼板の供給が可能となり産業界に与える効
果は極めて大きいと言える。
度と靱性バランスが優れた引張強さ９５０Ｎ／mm2 以上
の極厚高張力鋼板の供給が可能となり産業界に与える効
果は極めて大きいと言える。
【図１】図１は、Ｃ：０．１１２％，Ｓｉ：０．０９
％，Ｍｎ：１．０２％，Ｃｕ：０．４２％，Ｎｉ：３．
５８％，Ｃｒ：０．５６％，Ｍｏ：０．５８％，Ｖ：
０．０３５％，Ｎｂ：０．０１２％，Ａｌ：０．０５２
％，Ｎ：０．００２５％，Ｂ：０．００１１％の鋼の板
厚中心部における、（ａ）オーステナイト平均粒径ｄと
ｖＥ−６０、及び（ｂ）ＢＳＰとｖＥ−６０の関係を示
すグラフである。
％，Ｍｎ：１．０２％，Ｃｕ：０．４２％，Ｎｉ：３．
５８％，Ｃｒ：０．５６％，Ｍｏ：０．５８％，Ｖ：
０．０３５％，Ｎｂ：０．０１２％，Ａｌ：０．０５２
％，Ｎ：０．００２５％，Ｂ：０．００１１％の鋼の板
厚中心部における、（ａ）オーステナイト平均粒径ｄと
ｖＥ−６０、及び（ｂ）ＢＳＰとｖＥ−６０の関係を示
すグラフである。
【図２】図２は、オーステナイト結晶粒界と平均粒径ｄ
との関係を示す模式図である。
との関係を示す模式図である。
【図３】図３は、本発明の成分範囲の鋼について焼入れ
温度Ｔを変化させた場合の板厚中心部における、（ａ）
焼入れ温度ＴとｖＥ−６０、及び（ｂ）Ｔ−｛７５００
／（３−log （Ｎｂ×Ｃ0.9 ））｝とｖＥ−６０の関係
を示すグラフである。
温度Ｔを変化させた場合の板厚中心部における、（ａ）
焼入れ温度ＴとｖＥ−６０、及び（ｂ）Ｔ−｛７５００
／（３−log （Ｎｂ×Ｃ0.9 ））｝とｖＥ−６０の関係
を示すグラフである。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(56)参考文献 特開 昭61−136624（ＪＰ，Ａ)
特開 平３−232923（ＪＰ，Ａ)
特開 昭60−21326（ＪＰ，Ａ)
特開 平７−118741（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C22C 38/00 - 38/60
Claims (5)
- 【請求項１】 重量比で、 Ｃ：０．０７〜０．２％， Ｓｉ：０．０５〜０．５％， Ｍｎ：０．６〜１．５％， Ｃｕ：０．１〜１％， Ｎｉ：１〜５％， Ｎｂ：０．０１〜０．０５％， ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１％， Ｂ：０．０００３〜０．００３％， Ｎ：０．００６％以下、 と残部Ｆｅ及び不可避不純物を含有し、少なくとも板厚
中心部でオーステナイト平均粒径ｄ（μｍ）、オーステ
ナイト粒径分布ばらつきΔｄからなるＢＳＰ＝（１００
００×〔Ｂ〕−０．４×ｄ）×（〔Ａｌ〕／２〔Ｎ〕）
×（ｄ／Δｄ）が、 １００≦ＢＳＰ≦３００ 〔但し、〔Ａｌ〕，〔Ｂ〕，〔Ｎ〕は、Ａｌ，Ｂ，Ｎの
含有量（重量％）〕を満足する鋼からなる引張強さ９５
０Ｎ／mm2 以上の高靱性極厚高張力鋼材。 - 【請求項２】 請求項１記載の鋼に、さらに、 Ｃｒ：０．２〜１％， Ｍｏ：０．２〜１％， Ｖ：０．０１〜０．１％， の板厚中心部強度改善元素群の１種又は２種以上を含有
せしめたことを特徴とする引張強さ９５０Ｎ／mm2 以上
の高靱性極厚高張力鋼材。 - 【請求項３】 請求項１もしくは２記載の鋼に、さら
に、 Ｔｉ：０．０１〜０．０５％ を含有することを特徴とする引張強さ９５０Ｎ／mm2 以
上の高靱性極厚高張力鋼材。 - 【請求項４】 請求項１，２もしくは３記載の鋼組成
に、 Ｃａ：０．００１〜０．０１％， ＲＥＭ：０．０１〜０．０５％ の１種または２種を含有せしめた鋼であることを特徴と
する引張強さ９５０Ｎ／mm2 以上の高靱性極厚高張力鋼
材。 - 【請求項５】 請求項１，２，３もしくは４記載の鋳片
または鋼片を、１０００〜１２００℃に加熱後熱間圧延
を施し板厚７５mm以上の鋼板となし、その後下記式を満
足するＴ℃に加熱後焼入れし、次いでＡc1点以下の温度
で焼もどすことを特徴とする引張強さ９５０Ｎ／mm2 以
上の高靱性極厚高張力鋼材の製造方法。 −４００℃≦Ｔ−｛７５００／（３−log （Ｎｂ×Ｃ
0.9 ））｝≦−３２０℃
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21004896A JP3397283B2 (ja) | 1996-08-08 | 1996-08-08 | 高靱性極厚高張力鋼材及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21004896A JP3397283B2 (ja) | 1996-08-08 | 1996-08-08 | 高靱性極厚高張力鋼材及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1053835A JPH1053835A (ja) | 1998-02-24 |
| JP3397283B2 true JP3397283B2 (ja) | 2003-04-14 |
Family
ID=16582949
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP21004896A Expired - Fee Related JP3397283B2 (ja) | 1996-08-08 | 1996-08-08 | 高靱性極厚高張力鋼材及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3397283B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP5087980B2 (ja) * | 2007-04-20 | 2012-12-05 | 新日本製鐵株式会社 | 打ち抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法 |
| CN112176254A (zh) * | 2020-09-22 | 2021-01-05 | 宝武重工有限公司 | 一种高冲击韧性低温钢及其焊接工艺 |
-
1996
- 1996-08-08 JP JP21004896A patent/JP3397283B2/ja not_active Expired - Fee Related
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|---|---|
| JPH1053835A (ja) | 1998-02-24 |
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