JPH02254120A - 高溶接性、耐応力腐食割れ性および低温靭性にすぐれたｈｔ８０鋼の製造方法 - 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、溶接性および低温靭性にすぐれた降伏強さが
７０ｋｇｆ／ｍｍ２以上で、引張強さが８０ｋｇｆ／＋
＋＋＋ｎ２以上の高張力鋼の製造方法に関するものであ
る。

（従来の技術） 近年エネルギー需要が益々増加の傾向にあり、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、大型化して使用綱材が
厚肉となり、より安全性確保が重要課題である。

したがって、これら構造物などに使用される鋼材には、
構造上、高溶接性でかつ高靭性が要求されており、さら
に海水および原油等の使用環境条件において、耐応力腐
食割れ性を具備することが望まれている。

従来降伏強さが７０　ｋｇｆ／ｍｎ＋２以上で、引張強
さが８９ｋｇｆ／＋ａｍ２以上の溶接性に優れた高張力
鋼（以下］（Ｔ２Ｏと呼ふ）　の製造方法として、Ｂ（
ボロン）を微量添加してその焼入性向上効果を利用する
方法がある。すなわち、溶接性の指標の一つである炭素
当量を低減させるために、Ｃ１Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ等の焼
入性増加元素の必要基」―の添加をさけ、その代りＢの
焼入性を最大に発揮させるため、ＡＩ−Ｂ処理あるいは
底Ｎ化処理を施し、通常の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。

例えば、特公昭６０−２５４９４号の「ボロン含仔低合
金調質型高張力鋼板の製造法」、特公昭６０２０４６１
号の［高強度高靭性を有する厚肉高張力鋼板」がある。

この焼入れ焼戻し処理により得られる組織が、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、高強度と高靭性が達成されている。

一方、Ｂを使用しない高強度鋼を製造する方法としては
、Ｃｕの析出硬化を利用した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２
法あるいは再加熱規準焼戻し法によって製造され、引張
強さ６０ｋｇｆ／ｍｍ２級の高張力鋼に適用されている
。

（発明が解決しようとする課題） しかしＢの焼入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
温度を下げても割れが発生しないなど溶接性は向上する
が、溶接時の予熱を完全に省略するまでは至っていない
。また小人熱溶接においては、Ｂの焼入性向上効果によ
り溶接熱影響部（Ｈｅａｔ　Ａｆｆｅｃｔｅｄ　Ｚｏｎ
ｅ：ＨＡＺ）の硬さが上昇し、応力腐食割れ感受性を高
めたりする欠点があった。さらに厚肉材においては、表
層下から１７４　を部はＢによる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るが
、板厚中心部においては、上部ベイナイＬｍ織の生成に
より十分な靭性が得られているとは言えない。

本発明は、上記課題を解決した溶接性および低温靭性に
すくれた高張力鋼の製造方法を提供する。

（課題を解決するための手段） 本発明者らは、高溶接性、耐応力腐食割れ性および低温
靭性に優れた厚肉ＨＴ８０鋼を開発することを目的に、
鋼およびその製造方法について種々実験した結果、低炭
素鋼でも溶接１１ＡＺ硬さにはＢが著しく影響し、Ｂを
０．０００２％以下（実質的にＢ無添加）とし、更るこ
Ｃを０．０５％以下として、ごれを組合わせることによ
り著しく溶接１１ＡＺ硬さが低下できることを知見した
。

又、更に、低ＣでかつＢ無添加をヘースにしたＪ肉材の
板厚方向に対し、均一な高強度高靭性を得るには、上部
ヘイナイ１４ＪＩ織が生成されても細粒化とＣｕによる
析出硬化を利用することが有効であり、加熱、圧延、冷
却、熱処理方法などを組合わせることにより目的の鋼が
製造できることを知見した。

本発明はこのような知見に基づいて構成したもので、そ
の要旨は、重量％でＣ，０，０２〜０．０５％Ｓ　ｉ　
；　０．０２〜０．５％　Ｍｎ　；０．４〜１．５％、
Ｎ１ＨＯ０５〜４．０％　Ｍｏ；０．２０〜１．５０％
、Ｔ　ｉ　；　０．００５〜０．０３％　Ａｔ；０．０
１〜０．０８％、　Ｂ　；０．０００２％以下、　　Ｃ
ｕ　；　０．５〜２．０％、Ｎ、０．０１％以下を含有
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Ｃｒ　；　０．０５〜１．０％、　　Ｖ　；
０．００５〜０．１０％、　Ｎ　ｂ　；　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：０．００５０％以下の一種又は二
種以上を含有する鋼片を９００　’Ｃ〜１０００℃に加
熱し、ついで熱間圧延においてオーステナイトが再結晶
する温度域で圧下率３０〜７０％、引続きオーステナイ
トが再結晶しない温度域で圧下率２０〜６０％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Ａｃ１点以下の温度で焼戻し処理を行なって
製造する方法である。

（作　用） 以下本発明を、作用とともに詳細に説明する。

まず、本発明に適用する鋼を上記のような鋼成分に限定
した理由を述べる。

ＣＴＣは焼入性を向上させ強度を容易に上昇させるのに
有効な元素である。反面、本発明の目的である溶接性お
よび耐応力腐食割れ性に対しては、影響を与える元素で
ある。すなわち第１図に示すように、特にＢなしく６０
．０００２％）の場合に、Ｃを０．０５％以下とする時
に溶接＋１ＡＺ硬さが著しく低下する。又０が０，０５
％を超えると溶接ＨＡＺが硬化し、溶接性が低下すると
共に応力腐食割れ感受性も高める。又、Ｃが０．０２％
未満であると強度が得られない。したがって、Ｃ含有量
の範囲を０．０２〜０．０５％とした。

Ｓｉ；Ｓｉは製鋼ト不可避な元素であり、０．０２％は
鋼中に含まれることになるが、０．５％以上になると母
材靭性、溶接性およびＨＡＺ靭性を低下させるため、Ｓ
ｉの含有量を０．０２〜０．５％とした。

Ｍｎ；Ｍｎは焼入性を向上させ強度、靭性確保に有効で
あるが、１．５％以上では焼戻し脆性が大きくなり低温
靭性が劣化し、更に０．４％未満では強度および靭性が
低下する。したがって、Ｍｎの含有量を０．４〜１．５
％とした。

Ｃｕ；ＣｕはＩ＋ＡＺ靭性を損なわずに強度を上昇させ
ることが可能で、本発明の重要な元素である。

低Ｃをヘースにした本発明鋼においては、焼入性の低下
を補うため、焼入処理後の焼戻し処理において、Ｃｕの
析出硬化により強度を確保することから０．５％以上必
要である。しかし２．０％以上添加しても強度は飽和し
、かえって靭性の低下をきたすため２．０％を上限とし
た。

Ｎｉ　；Ｎｉは鋼の低温靭性の向上および焼入性を高め
て強度を向上させると共に、熱間割れおよび溶接高温割
れ防止にも効果がある。特に本発明においては、Ｎｉは
焼入処理時、細粒ベイナイＩ・組織を生成させるためで
あり、低温靭性付与の面から０．５％以」二必要である
。しかし４．０％を超えると溶接性の低下を招くこと、
および高価な元素であるため４．０％を上限とした。

Ｍｏ　；Ｍｏは焼入性向上による強度確保、および焼戻
し脆性を防止するために有効な元素である。

又Ｃｕと同様に、本発明の重要な元素である。すなわち
、Ｍｏは未再結晶温度域を拡大するので、Ｃｕ析出サイ
トとしての転位密度を増加することができ、よりＣｕの
析出硬化を増大させることができる。しかし０．２％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、靭性が得られず、又１．５％を超えると粗大な
ＭＯ２Ｃ等の炭化物が増加して靭性を低下させ、又溶接
熱影響部を著しく硬化させる。

Ｔｉ　；Ｔｉはオーステナイト粒の粗大化を防ぎ、かつ
ＨＡＺ靭性向上の面から不可欠な元素である。

本発明では板厚中心部の靭性を確保するため、厚板圧延
を行なう前の鋼片加熱時のオーステナイト粒の細粒化が
必須であり、そのためＴ　ｉ　／　Ｎで２．０〜３．４
になるようにＴｉを添加する。その景はＮ量にもよるが
、０．００５％未満では細粒化効果が小さく、又０，０
３％を超えると、かえって母材靭性およびＩＩＡＺ靭性
を低下させる。したがって、Ｔｉの含有量を０．００５
〜０．０３％とした。

Ａｌ　；Ａｌは脱酸のために必要な元素であると同時に
、鋼片加熱時に窒化物を形成し、オーステナイト粒の細
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
が増大し靭性を阻害する。

ＮＵＮばＴｉと結合して炭窒化物を形成し、オーステナ
イト粒の粗大化防止に効果がある。しかしＮ量が多くな
ると、ＩＩＡＺ靭性を劣化させるため上限を０．０１％
とした。

ＢＩＢは溶接）ＩＡＺ部を硬化させ、溶接割れ性硬化性
および耐応力腐食割れ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。特に小人熱溶接において
は、第２図に示すごとく、０．０００２％を超えると１
（ＡＺ部を著しく硬化させる。

したがって、その含有量を０．０００２％以下とした。

本発明では、上記基本成分の他に、Ｃｒ、ＶＮｂおよび
Ｃａの一種または二種以上を添加する。

Ｃｒ、Ｖ、Ｎｂ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％。

Ｖ；０．００５％、　　Ｎ　ｂ　；　０．００５％とす
る必要がある。

しかし、それぞれＣｒ；１．０％、Ｖ；０．１０％　Ｎ
ｂ。

０．０５％を超えて含有させると、溶接硬化性が増大し
応力腐食割れ感受性を高めたり溶接ＨＡＺ−靭性が低下
するため、上記の通り限定する。

Ｃａ；Ｃａは非金属介在物の球状化に有効であり、靭性
の異方性を小さくする効果がある。又溶接後残部応力除
去焼鈍による割れ防止に効果を発揮する。しかし０．０
０５０％を超えると、介在物増加により靭性を低下させ
る。

上記の成分の他に、不可避的不純物としてＰＳ等は本発
明の特性である靭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、ＰＳ０．０１
０％、Ｓ≦０．００５％である。

次に本発明のもう一つの骨子である製造法について述べ
る。すなわち上記のような鋼成分組成であっても、Ｃｕ
の析出硬化を十分に発揮させ、更に厚肉材の板厚方向の
靭性を均一高靭性化させるには、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、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、９００℃〜１０００℃に加
熱し熱間圧延を行なう。本発明においては、鋼の厚肉材
の板厚中心部の靭性の確保のため、上部へイナイト組織
が生成しても十分なほど細粒化を行ない、高靭性化をは
かる。それにはまず、加熱オーステナイト粒を細粒化す
る必要がある。一方目標強度を得るため、この加熱温度
においてもＣｕおよびＭｏ等が十分に固溶化され、焼戻
し処理でＣｕおよびＭｏ析出物による析出硬化が十分に
行われることが必要である。この両者を満足する加熱温
度として、９００℃未満の低い温度ではこの固溶化作用
が十分でなく、特にＭ６Ｃ等の未溶解析出物の存在は、
焼戻し処理の際の十分な析出硬化を期待出来なくすると
共に、靭性低下の原因ともなる。一方１０００℃を超え
る温度では、加熱オーステナイト粒が粗大化し、その後
の制御圧延によってもオーステナイト粒が細粒化しにく
く、上部へイナイト組織が高靭性化されない。したがっ
て鋼片の加熱温度を９００℃〜１０００℃とした。

次に熱間圧延において、オーステナイトが再結晶する温
度域で圧下率３０〜７０％、引続きオーステナイトが再
結晶しない温度域（未再結晶温度域）で圧下率２０〜６
０％となるように圧延しなければならない理由について
説明する。

これはオーステナイト粒の細粒化に加え、オーステナイ
ト粒内に変形帯を形成させて転位密度を増加させ、焼戻
し時に析出物を転位に優先的に析出させて効果的な析出
強化を得るためである。ここで再結晶する温度域の圧下
率を小さくし、未再結晶温度域の圧下率を高くすると、
オースティナイト粒の細粒化が不十分となり、粗大な伸
長オスティナイト粒が形成され、強度、靭性の異方性が
著しく増し、応力腐食割れ感受性を高める。

方再結晶温度域の圧下率を高くして、未再結晶温度域の
圧下率を低くすると、オースティナイト粒ば細粒化され
るがオースティナイト粒内に変形帯の形成が不十分とな
り析出強化も不十分となる。

以上の理由から、必要な圧下率を再結晶温度域で３０〜
７７０％、未再結晶温度域で２０〜６０％とした。

又圧延後Ａｒ３点以−にの温度から水冷を開始し、２５
０　’Ｃ以下の温度で停止する焼入れ処理を行なう必要
がある。これは空冷では冷却過程でＣｕが析出して過時
効となり、その後焼戻し処理時に十分な析出硬化が得ら
れないこと、およびフェライトが生成された組織ではＨ
Ｔ８（ｌとしての強度、靭性が得られない。したがって
細粒ベイナイト組織を得るために、水冷開始ばＡｒ３点
以上とした。

又水冷停止温度が２５０℃を超えると、本発明の場合、
焼戻し処理における析出硬化作用が不十分となり、強度
を低下させる。特に厚肉材においては、板厚方向の均一
性が得られなくなる。このように熱間圧延後直接焼入れ
された鋼のオーステナイト粒は、再加熱焼入れされた鋼
に比べ細粒である。

熱間圧延後水冷された鋼は、その後Ａｃ、点以下の温度
で焼戻し処理を行なう必要がある。この焼戻し処理は、
ＣｕおよびＭｏ等の析出物を十分に析出硬化させ、強度
および靭性を得るためである。

又溶接された鋼の応力除去焼鈍処理時の軟化を防止する
ためにも必要である。しかし、Ａｃ＋点を超えた温度で
は、強度が著しく低下し、又更に靭性も低下するため、
Ａｃｎ点以下と限定した。

このような製造工程で得られた鋼は、低炭素にもかかわ
らず板厚方向に均質な高強度、高靭性が得られ、かつ溶
接ＨＡＺ部の硬化性が著しく減少するため常温溶接が可
能であり、更に耐応力腐食割れ性も著しく改善される。

（実施例） Ｇ 次に本発明の実施例について説明する。

第１表に示す組成を有する鋼を溶製して得た鋼片を、第
２表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２５〜１．５０　ｍｍの鋼板に製造した。これ
らについて母材の機械的性質と、更に溶接熱影響部の硬
さ、及びＫｒ５ｃｃ値（耐応力腐食割れに対する限界破
壊靭性値）を調査した。溶接は溶接熱影響部の硬化性に
対して苛酷な小人熱１７〜２５ＫＪ／ｃｍで被覆アーク
溶接で行なった。

これら第１表の化学組成を有する銅と第２表で示す製造
条件とによって得られた機械的性質、および３．５％の
人工海水中での＾ＳＴＭ　Ｅ３９９に示される試験片を
使った溶接熱影響部のＫＩＳＣＣ試験結果を第３表に示
す。

本発明例（本発明例のｉｉＷ］組成と本発明例の製造条
（４とを組合わせた１、−Ａ−１１−Ｋ）においては、
母材の強度、靭性は板厚方向差も小さく、十分高い値で
ある。更にＩＩＡＺ硬さも低く、この結果、ＩＩＡＺ部
のＫ　ｌ５ｃｃ値も十分高い値である。これに対し比較
例１．２−Ｌ、１３−Ｍでは、Ｃが高くＢが添加されて
いるために、１（牝硬さが極めて高くなり、ＨＡＺ部の
ＫＩＳＣＣ値も低い。又更に、１゛ｉが添加されてない
ため細粒化が不十分となり、板厚方向の靭性差が生じ、
例１３−Ｍは表層下部は粗粒マルテンザイト組織、１／
２　Ｌ部は粗粒上部ヘイナイト組織となり靭性が低下し
ている。例１４−Ｎでは、Ｃが高いためＨＡＺ硬さも高
い。又Ｔｉが添加されてないこと、および加熱温度が高
く、更に再結晶域圧延のみのため板厚方向に靭性差が生
し、表層下部が粗粒のマルテンザイ［・組織、１／２Ｌ
部は粗粒の−Ｌ部ヘイナイト組織となり、靭性が低下し
ている。例１５−○では、微量Ｂが４１）Ｉ）Ｉ１１添
加されているためにＨＡＺ硬さが高くなり、Ｋ＋５ｃｃ
４ｉが低い。

更に例１６−Ａでは未再結晶域圧延のみのため、伸長粗
大オーステナイト粒からの上部へイナイト組織となり、
１／４Ｌ部でも強度、靭性が上付でない。

同じ＆ｌＥを用いた例５−Ｅ（本発明法）と例１７Ｅ（
比較法）で製造した板厚５０ｍｍ材の材質とを比較して
みると、前者では１／２を部でも細粒の上部ベイナイト
組織が生成し、目標の性能が十分間られるが、後者では
加熱温度が高いことと、再結晶域圧延のみのため析出硬
化が不十分で粗粒の上部へイナイト組織が生成し、目標
の強度、靭性を満足できない。例１８−Ｆでは水冷停止
温度が高く、析出作用が不十分となり、強度不足である
。

（発明の効果） 本発明による組成範囲および製造法により、溶接硬化性
、耐応力腐食割れ性および低温靭性の優れた８０ｋｇｆ
／ｍｍ２級高張力鋼の製造が可能となった。その結果、
現場溶接施工能率が著しく向上し、且つ使用される環境
条件においても十分な安全性が確保されるものとなった
。

【図面の簡単な説明】

第１図はＢ添加なし材およびＢ添加材の溶接ＨＡＺ部の
硬さに及ばずＣ量の影響について示す図面、第２図は溶
接ＨＡＺ部の硬さに及ぼずＢ量について示す図面である
。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１） 重量％で Ｃ；０．０２〜０．０５％ Ｓｉ；０．０２〜０．５％ Ｍｎ；０．４〜１．５％ Ｎｉ；０．５〜４．０％ Ｍｏ：０．２０〜１．５％ Ｔｉ；０．００５〜０．０３％ Ａｌ；０．０１〜０．０８％ Ｂ；０．００００２％以下 Ｃｕ；０．５〜２．０％ Ｎ；０．０１％以下 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９００℃〜１０００℃に加熱し、ついで熱間圧延にお
   いてオーステナイトが再結晶する温度域で圧下率３０〜
   ７０％、引続きオーステナイトが再結晶しない温度域で
   圧下率２０〜６０％となるように圧延を行なった後Ａｒ
   ３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低
   温靭性にすぐれた高張力鋼の製造方法。
2. （２） 重量％で Ｃ；０．０２〜０．０５％ Ｓｉ；０．０２〜０．５％ Ｍｎ；０．４〜１．５％ Ｎｉ；０．５〜４．０％ Ｍｏ；０．２０〜１．５％ Ｔｉ；０．００５〜０．０３％ Ａｌ；０．０１〜０．０８％ Ｂ；０．０００２％以下 Ｃｕ；０．５〜２．０％ Ｎ；０．０１％以下 を含有し、さらに Ｃｒ；０．０５〜１．０％ Ｖ；０．００５〜０．１０％ 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し、残部が鉄および不可避的
   不純物からなる鋼片を９００℃〜１０００℃に加熱し、
   ついで熱間圧延においてオーステナイトが再結晶する温
   度域で圧下率３０〜７０％、引続きオーステナイトが再
   結晶しない温度域で圧下率２０〜６０％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
   する溶接性および低温靭性にすぐれた高張力鋼の製造方
   法。