JPH02236223A - 遅れ破壊特性の優れた高強度鋼の製造法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は、強度と靭性に優れ、かつ特に湿潤環境下で使
用中に生ずる遅れ破壊に対し、優れた耐遅れ破壊特性を
有する引張強さ１５０ｋｇ　ｆ　／一以上の高強度鋼の
製造方法に関するものである。

（従来の技術） 近年、土木、建設、鉱山分野で使用される機械、装置等
は大型化の傾向にあり、軽量化、耐久性の点から構造部
材の強度レベルが高められている。

これらの構造部材は低コストの観点から、高強度を得る
ため一般に炭素含有量を増加し、他の添加元素を減少さ
せ、焼入れあるいは焼入れおよび低温焼戻しで製造され
ていた。

しかし、炭素含有量の増加は溶接性の指標の１つである
炭素当量の増加を陣ない好ましくない。

また、この種の高強度鋼は一般に遅れ破壊感受性が高い
ため、使用中にしばしば破壊の発生する問題があった。

高強度でかつ優れた遅れ破壊特性を付与させる製造法に
関しては、従来は公知の特開昭６３−１９９８２０号公
報でも述べられているように、炭素鋼にＮｂを添加し、
不純物元素Ｐ，Ｎ，０を低減した特定組成の鋼片を、特
定条件で直接焼入れおよび再加熱焼入れし、オーステナ
イト粒径を細粒化する方法が提案されている。

（発明が解決しようとする課ｍ） しかし、この技術をもってしてもコスト面で鋼板の製造
費用が高い問題がある。すなわち、オーステナイト粒径
の細粒化のために行う直接焼入れ後の再加熱焼入れは、
再加熱処理に要する費用が製造原価に加算されるため好
ましくない。

従って、本発明は優れた遅れ破壊特性を有する高強度鋼
板を低廉に製造し得る方法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） 本発明者らは、高張力鋼の遅れ破壊特性について種々の
研究実験を重ねた結果、オーステナイト粒径を微細化す
れば遅れ破壊特性が向上することが分かった。

そこで、高強度で、かつ遅れ値壊特性に鋼を製造するに
際し、各種成分組成の鋼について製造する手段を検討し
た結果、特定条件で板厚表層部のオーステナイト粒を伸
長化させ直接焼入れし、焼入組織をマルテンサイト組織
にすることによって、目的の鋼が製造できることを知見
した。

すなわち、伸長オーステナイト粒でかつ焼入組織がマル
テンサイト組織は、オーステナイト粒径が細かくなると
同時に、さらに加工歪による変形帯等の形成から有効粒
径が細粒化され高靭性と同時に優れた遅れ破壊特性が得
られ、製造コスト面でも好ましい。

本発明はこのような知見に基づいてなされたもので、そ
の要旨とするところは、Ｃ　：　０．１５〜０．４０％
、Ｓ　ｌ：０．０５　〜０．５％、Ｍｎ：０．３　〜１
．５％、Ｃ『：０．１　〜Ｌ．０％、Ｍ　ｏ　：　０　
．　０　３　〜２　．　０％、Ｔｉ：０．００５〜０．
０５０％、Ｂ　：　０．０００５　〜０．００５０％、
ｓｏｊ７．　Ａ　ｆｌ　　：０．０１〜０．１０％を含
み、さらに、Ｎ　１：１．０％以下、Ｖ：０．１％以下
、Ｎｂ：Ｏ．Ｏｌ％以下、Ｃ　ｕ：０．５％以下、Ｃ　
ａ：ｏ．００３０％以下の１種または２種を含有し、不
純物としてｐ　：　ｏ．ｏｔｏ％以下、Ｓ　：［］．０
１０％以下、Ｎ　：　０．００８０％以下、０　：　０
．００３０％以下に制限し、残部が不可避的不純物以外
はＦ８からなる鋼の鋼片を１０５０〜１２５０℃に加熱
し、８００〜９５０℃の温度において少なくとも圧下率
３０〜７０％の圧延を行い、板厚表層部を伸長のオース
テナイト粒とし、圧延完了後直ちに急冷し、焼入組織が
マルテンサイト組織とすることを特徴とする遅れ破壊特
性に優れた引張強さ１５０ｋｇ　ｆ　／一以上を有する
富強度鋼板の製造法である。

（作　　用） 最初に本発明における対象鋼の化学成分範囲の限定理由
について述べる。

ＣＴＣは焼入性および強度を確保するために必要な元素
であるが、０．１５％未満の添加では本発明の目的であ
る引張強さ１５０ｋｇｆ／ｍＪ以上の強度をもつ鋼がで
きない。また０．４０％超では遅れ破壊感受性が著しく
高くなり、靭性も劣化する。従って、Ｃ含有量を０．１
５〜０．４０％と定めた。

ＳＩ：Ｓ１は脱酸用元素であり、０．０５％未満では脱
酸不足となり、０．５％超では靭性の劣化を招くので、
Ｓ１含有量を０．１〜０．５％と定めた。

Ｍｎ：Ｍｎは焼入性の確保および熱間加工時の割れ防止
のために０．３％以上必要であるが、１．５％超では靭
性が劣化し、遅れ破壊感受性が高《なるので、Ｍｎ含有
量を０．３〜１．５％と定めた。

Ｃｒ：Ｃｒは安価に焼入性を確保できる主要な元素で、
焼入性を高めるには０．１％以上の添加が必要であるが
、１．０％超では靭性および溶接性が劣化するので、Ｃ
ｒ含有量を０．１〜１．０％と定めた。

Ｍｏ：Ｍｏは焼入性および強度を確保するため１：０．
０３％以上添加するものであるが、コストおよび溶接性
の点から２．０％以下に定めた。

ＴＩ：Ｔｉｉ加はＢ添加時にフリーＮを高温で安定なＴ
ｉＮとして固定し、焼入性向上に有効なＢを十分に確保
し、更に、オーステナイト粒径を微細化させるためであ
って、最低含有量としては０．００５％以上が必要であ
る。しかしながら０．０５％超では靭性の劣化が著しく
なるため、これを上限とする。

ＢＩＢは焼入性および強度を確保するため０．０００５
％以上の添加が必要であるが、０．００５０％超ではＢ
化合物が析出し逆に焼入性が低下するので、Ｂ含有量を
０．０００５〜０．００５０％と定めた。

ｓｏβ．ＡＮ　：　ｓｏｉ！．Ａ１！は脱酸上０．０１
％以上の添加が必要であるが、０．１０％超では靭性が
劣化するので、ｓｏ，！’，　Ａ　ｌｌ含有量を０．０
１〜０．１０％と定めた。

Ｐ，Ｓ：Ｐ，Ｓは可及的に少なくすることが望ましく、
Ｐを０．１０％以下としたのは、Ｐは本発明の対象とな
る１５０ｋｇｆ／ｍＪ以上の引張強さを持つ高強度鋼で
は、遅れ破壊特性に大きく影響し、含有量が０．０１０
％を超えると、遅れ破壊感受性が著しく高くなり、靭性
も劣化させる。

また、Ｓは非金属介在物ＭｎＳを生じ、圧延によりＭｎ
Ｓが伸長し、延性および靭性の異方性を生じるため０．
０１０％以下とした。

ＮＵＮは遅れ破壊特性および靭性確保に大きく影響する
ため極力低減する必要がある。ＮはＴ１と結合し微細な
ＴｉＮを形成、鋼片加熱時のオーステナイト粒径粗大化
防止に作用するが、Ｎが０．００８０％超になるとこの
ＴｉＮが大きくなり靭性が劣化が著しい。そこでＮを０
．００８０％以下に制限する。

０：０は高強度鋼では靭性におよぼす影響が大きく、特
にシャルビー遷移曲線の上棚の吸収エネルギー、即ちシ
エルフエネルギーの値を支配する。

鋼中のＯは殆んどが酸化物を形成し、これが破壊時の吸
収エネルギーを低下させるので、高強度鋼になる程影響
力が大きい。従って０は極力低下させることが望ましく
、３０ｐｐｍ以下にすることで本発明の対象となる鋼の
靭性が得られる。そこで０を０．００３０％以下に制限
する。

上記の成分組成では、強度、遅れ破壊特性が得られる。

本発明は、その性質をさらに改善するために、以下の成
分のうち少なくとも１種または２種を添加することがで
きる。

ＮＩ：ＮＩは強度および靭性の向上に有効であるが、コ
ストの観点から１．０％以下に限定した。

Ｃｕ：Ｃｕは靭性を劣化させずに強度を上昇させること
に対して有効であるが、多量に添加すると熱間割れの原
因となるため、０．５％以下に限定した。

Ｎｂ：Ｎｂは強度、靭性のバランス上添加されうるが、
過多に含有すると靭性を劣化させるため、０．０１％以
下に限定した。

ｖ：ＶはＮｂと同様強度、靭性のバランス上添加されう
るが、多量に添加すると溶接性を害するため、０．１％
以下に限定した。

Ｃａ：Ｃａは一般にＭｎＳ等の介在物の形状を変え、靭
性の向上や靭性の方向性を少くする効果があり、その効
果の飽和する０．００３０％を上限として規定する。

次に、加熱、圧延、冷却条件について限定理由を述べる
。

まず鋼片の加熱温度をｉｏｓｏ〜１２５０”Ｃに限定し
た理由は、鋼片の状態で存在する炭窒化物を加熱時に地
鉄中に十分固溶させ、熱間圧延後の急冷で高強度を得る
ためであり、ｌ０５０”ｃ未満の温度ではこの固溶作用
が十分でなく、一方１２５０’Ｃ超では炭窒化物の固溶
は十分であるが、結晶粒の粗大化が生ずる。従って加熱
温度は１０５０　−　１２５０”ｃとした。

熱間圧延は８００〜９５０　’Ｃの範囲において３０〜
７０％の圧下率を確保できればよい。その前のバスは９
５０℃以上で行ってもよい。これは、本発明の目的であ
る遅れ破壊感受性の小さい高強度鋼を得るために、オー
ステナイトを伸長化させ結晶粒径を微細化させる必要が
あるからであり、９５０℃より高温での圧延は加エオー
ステナイトが再結晶するために、また８００〜９５０℃
の範囲で３０％より少ない圧下率では目的とするオース
テナイトの伸長、微細化が達成されない。

圧下率の上限は制御圧延の効果の飽和しだす７０％とす
る。また、８００℃未満の温度では、圧延後、直ちに実
施する急冷において、冷却開始温度が低下し、焼入性が
低下することから８００℃を下限とした。

次に、熱間圧延後の急冷は、焼入れ後の組織を完全なマ
ルテンサイト組織とし、所望の強度を得るためであり、
そのために焼入れの冷却速度はｌＯ”Ｃ／ｓｅｅ以上で
あることが必要である。冷却速度が１０℃／ｓｅｅ未満
では所望の強度が不十分となる。

なお、この発明は以上述べたように焼入れのま一で１５
０ｋｇ　ｆ　／一以上の引張強さを有する高強度鋼を製
造することを主たる目的とするが、強度、靭性、遅れ破
壊特性、その他の機械的性質を調整するため、必要に応
じて直接焼入れ後Ａ　ｃ　１変態点以下の温度で焼戻し
ても良いことを含むことは当然である。

（実　施　例） 供試材の化学成分を第１表に示し、加熱温度、水冷開始
温度を第２表に示し、得られた板厚１２〜２５ｍｍの鋼
板の機械的性質を併せて第２表に示す。

第１表においてＡ−Ｊは成分が本発明範囲のもの、Ｋ〜
０は範囲外ものである。

なお、第２表のＫＩＳＣＣｌｉｉは次のようにして求め
た。即ち、長さ２００龍、高さ１４１１１％厚さ１０ｍ
ｍの大きさで、その長さ方向中央に幅０．１５ｍｍで深
さ４．２　ａｒｍのソウノッチを付けた試験片を、片持
ちはり式の遅れ試験機を使用し、２５℃の蒸留水中に浸
漬させ、その限界破断荷重をａ１定し、下記式によりＫ
ＩＳＣＣ値を求めた。

ＢＷ” −２３．１７（ａ／Ｗ）３＋２４．８０（ａ／Ｗ）’）
　（ｋｇｆ’／ｇｉ　／２）但し、Ｍ：ノッチ断面の曲
げモーメントａ：ノッチ深さ Ｂ：試験片厚さ Ｗ：試験片高さ 以上の通り本発明法を適用し得られた鋼材ＡＩ，Ｂｌ，
Ｃｌ，Ｄ１，Ｅｌ，Ｆｌ，Ｇｌ，Ｈｌ，１１，Ｊｌはい
ずれも引張強さ１５０｝ｃｇｆ／ＩＩ＋１以上の高い強
度と優れた靭性および遅れ破壊特性を有することが分か
る。

これに対し、比較例のＡ２は水冷開始温度が低いため強
度、靭性、ＫＩＳＣＣ値が低く、Ｃ２は水冷開始温度が
高く、靭性とＫＩＳＣＣ値が低い。

Ｄ２，Ｆ２は加熱温度と水冷開始温度が低く、またＪ２
は加熱温度は高いが水冷開始温度が低いため、いずれも
、強度、靭性、ＫＩＳＣＣ値が低い。Ｋ１はＣｆｆｉが
低いため強度が低く、Ｌ１はＳｔ量とＰＩ：Ｌが高いた
め、Ｍ１はＮ量とＯ量が高いため、Ｎ１はＭｎ量とＯ量
が高いため、０１はＣ量が高いため、いずれも靭性、Ｋ
ＩＳＣＣ値が低い。

（発明の効果） 以上のごとく、本発明は特定の成分の鋼を加熱後特定条
件で圧延し、板厚表層部のオーステナイトが伸長の未再
結晶粒で、かつ焼入組織が完全なマルテンサイト組織と
することにより、高い強度と優れた遅れ破壊特性を付与
させるものであり、高強度、耐遅れ破壊特性、低コスト
の要求される土木、建設機械や装置などの高強度鋼板を
提供でき、産業上効果が大きい。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、重量比で Ｃ：０．１５〜０．４０％、 Ｓｉ：０．０５〜０．５％、 Ｍｎ：０．３〜１．５％、 Ｃｒ：０．１〜１．０％、 Ｍｏ：０．０３〜２．０％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％、 Ｂ：０．０００５〜０．００５０％、 ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１０％ を含み、不純物として Ｐ：０．０１０％以下、 Ｓ：０．０１０％以下、 Ｎ：０．００６０％以下、 Ｏ：０．００３０％以下 残部が不可避的不純物以外はＦｅからなる鋼の鋼片を１
   ０５０〜１２５０℃に加熱し、８００〜９５０℃の温度
   において少なくとも圧下率３０〜７０％の圧延を行い、
   板厚表層部を伸長のオーステナイト粒とし、圧延完了後
   直ちに急冷し、焼入組織がマルテンサイト組織とするこ
   とを特徴とする遅れ破壊特性の優れた高強度鋼の製造法
   。 ２、重量比で Ｎｉ：１．０％以下、 Ｖ：０．１％以下、 Ｎｂ：０．０１％以下、 Ｃｕ：０．５％以下、 Ｃａ：０．００３０％以下 のうち少なくとも１種または２種をさらに含有する鋼で
   あることを特徴とする特許請求の範囲第１項記載の遅れ
   破壊特性の優れた高強度鋼の製造法。