JPH03260011A - 溶接性および低温靭性にすぐれた高張力鋼の製造方法 - 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か７
０）ｃｇ　ｆ　／−以上で、引張強さが８０ｋｇ　ｆ　
／　ｍ４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、使用鋼材が厚
肉し、より安全性確保か重要課題である。

したがって、これら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７０ｋｇｆ／ｍＡ以上で引張り強さが
８０ｋｇ　ｆ　／−以上の溶接性にすぐれた高張力鋼（
以下ＨＴ８０と呼ぶ）の製造方法として、〔Ｂ〕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Ｃ，Ｎｊ　、Ｃｒ　、Ｍｏ等の焼入性増加元素
の必要以上の添加をさけ、その代り（Ｂ）の焼入性を最
大に発揮させるため、Ａｌ１−Ｂ処理あるいは低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号公報「ボロン含Ｈ低合
金調質型高張力鋼板の製造法」、特公昭６０−２０４旧
号公報「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
るため高強度と高靭性が達成されている。

一方、ＣＢ）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ＮｉＣｕ鋼（ＡＳＴＭ
規格の７１０鋼）が知られており、再加熱焼入れ焼戻し
法あるいは再加熱規準焼戻し法によって製造され、引張
強さ８０ｋｇ　ｆ　／　ｍ４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，Ｎｊ　、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か発生しないなど溶接性
は向上するか、溶接時の予熱を完全に省略するまでは至
っていない。又、溶接熱影響部（Ｈｅａｔ　Ａｌｅｃｔ
ｅｄ　Ｚｏｎｅ　：　ＨＡ　Ｚ　）の硬さか上昇して、
応力腐食割れ感受性を高めたりする欠点があった。

さらに厚内材においては、表層ｆから１／４を部はＣＢ
）による焼入性向上によりマイテンサイドあるいは下部
ベイナイト組織が得られるが、板厚中心部においては、
上部ベイナイト組織の生成により十分な靭性か得られて
いるとは言えない。

一方、Ｃｕによる析出硬化を利用する方法は、前述した
ように引張強さ６０ｋｇ　ｆ　／−級の高張力鋼に適用
されているが、８０）ｃｇｆ／−鍛鋼においては、強度
および靭性が不十分てあり、安全性に問題があった。

（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
靭性にすぐれた厚肉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実験した結果
、低炭素鋼でも、小人熱溶接時の溶接ＨＡＺ硬さにはＣ
Ｂ）が著しく影響し、［Ｂ］を０．０００２％以下（実
質的にＢ無添加）とし、更に（Ｃ）を０．０５％以下と
して、これを組合わせることにより著しく溶接ＨＡＺ硬
さが低下できることを知見した。

又、更に、低ＣてかつＢ無添加をベースにした厚内材の
板厚方向に対し、均一な高強度高靭性を得るには、上部
ベイナイト組織が生成しても、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％にてＣ；　０．０２〜０．０５％、
Ｓ　ｉ　；　０．５％以下、Ｍｎ：０．４〜１．５％、
ｃｕ；０．５〜２．０％、Ｎ　ｉ　；　０．５〜４．０
９６％　Ｍｏ；０．２０〜１．５０％、Ｔｉ：０．００
５〜ｏ、ｏ３０ｏ、　　１１　　；　０．０１〜０．０
８％、Ｎ　、　０．０１％以下、Ｂ　、　０．０００２
％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；１．０％以下、Ｎｂ、０
．０５９ｃｉ以下、Ｖ　；　０．１０％以下の強度改善
元素群、又はＣａ・０．００５０％以下の一種又は二種
以上を含有する鋼片を１０００℃〜１２００℃に加熱し
た後、熱間圧延において、オーステナイトか再結晶しな
い温度域で累積圧下率５０％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、２５
０’Ｃ以下の温度で停止する焼入れ処理を行ない、その
後さらにＡ　ｃ　ａ点からＡ　ｃ　ａ　＋　１００　℃
の間に再加熱した後、焼入れし、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ものである。

以下、本発明について詳細に説明する。

まず、本発明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５０．０
００２％）の場合にＣを０．０５％以下とする時に溶接
ＨＡＺ硬さか著しく低下する。又、Ｃか０．０５％を超
えると溶接ＨＡＺか硬化し、溶接性か低下すると共に応
力腐食割れ感受性も高める。又、Ｃが０．０２％未満で
あると強度か得られない。したかって、Ｃ含有量の範囲
を０．０２〜０．０５％とした。

Ｓｉ　　−５ｉは製鋼上不可避な元素であり、０．０２
％は鋼中に含まれることになるか、０．５％超になると
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％超では焼戻し脆性が大きくなり低温靭
性が低下し、更に０．４％未満では、強度および靭性が
低下する。したかって、Ｍｎの含有量を０．４〜１．５
％とした。

Ｃｕ；ＣｕはＨＡＺ靭性を損なわずに強度を上昇させる
ことか可能で本発明の重藍な元素である。

低Ｃをベ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％超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、Ｎ１は焼入
処理時、細粒ベイナイト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％以上必要である。しかし
、４　、０　！ｌ’６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粒内に変形帯が
増加され、これが再加熱オーステナイト粒の核サイトと
なり、より細粒化させることができる。しかし、０．２
９６未満ては、未再結晶温度域の拡大効果が小さく、目
標とする強度、靭性か得られず、又、１．５％を超える
とｍ大なＮｉ　０２　Ｃ等の炭化物が増加し靭性を低ド
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Ｔｔ／Ｎで２．０〜３．４になる
ようにＴｉを添加する。その量はＮ量にもよるが、０．
００５９６未満では細粒化効果か小さく、又、０．０３
％を超えるとかえって母材靭性およびＨＡＺ靭性を低下
させる。したがって、Ｔｉの含有量を０．００５〜０．
０３９６とした。

Ａ１１．ＡＯ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　、０８９ｃｉを超えるとアルミナ
系介在物が増大し靭性を阻害する。

Ｎ、Ｎは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、Ｎｉｌが多
くなるとＨＡＺ靭性を劣化させるため、上限を０．０１
９ｃｉとした。

Ｂ、Ｂは、溶接ＨＡＺ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
おいても最も有害な元素である。

特に小人熱溶接においては、０．０００２％を超えると
ＨＡＺ部を著しく硬化させる。したかって、その含有量
を０．０００２９６以下とした。

本発明では上記基本成分の他に（Ｃｒ、Ｖ、Ｎｂ）およ
びＣａの一種または二線以上添加する。

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　；０．００
５％、Ｎｂ、０．００５％とする必要がある。

しかし、それぞれＣｒ　；　１．０％、ｖ　；　ｏ、ｉ
ｏ％、Ｎｂ、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ＨＡ
Ｚ靭性が低下する。

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
．００５０％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Ｐ、Ｓ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Ｐ　Ｓ　０．
０１０％、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。

上記のような鋼成分組成であってもＣｕの析出効果を十
分に発揮させ、更に厚内材の板厚方向の靭性を均一高靭
性化させるには、製造方性が適切でなければならない。

このため、鋼片の加熱、圧延、冷却、再加熱焼入れ焼戻
し条件を限定した理由について説明する。

まず、上記の成分組成の鋼片を１０００℃〜１２００’
ｃに加熱し熱間圧延を行なう。本発明鋼においては、厚
肉材の板厚中心部の靭性の確保のため、上部ベイナイト
細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、Ｃ
ｕおよびＭｏ等が十分に固溶化され、最終の焼戻し処理
でＣｕおよびＭｏ析出物による析出硬化が十分に行なわ
れることが必要である。

第２図は後述する第１表＠Ａについて鋼片加熱温度を％
０〜１２５０℃と変化させ、未再結晶温度域で累積圧下
率７５％で圧延・水冷し、再加熱％０℃から焼入れ、焼
戻し処理後の強度と、靭性に及はす鋼片加熱温度の影響
について調査した結果である。

これより１０００℃未満の低い温度では、この固溶化作
用が不十分となり、焼戻し処理の際に十分な析出硬化を
期待できなく、強度低下する。一方、１２００℃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
制御圧延および再加熱焼入れによってもオーステナイト
粒が細粒化しにくく、上部ベイナイト組織が高靭性化さ
れない。したかって、鋼片の加熱温度を１０００℃〜１
２［１０℃とした。

次に、熱間圧延においてオーステナイトか再結晶しない
温度域（未再結晶温度域）で、累積圧下率５０％以上と
なるように圧延をしなければならない理由について説明
する。

これは、オーステナイト粒を伸長させ、かっ、オーステ
ナイト粒内に変形帯を形成させることにより、次工程に
おける再加熱時のオーステナイト粒の核サイトとなる粒
界面積か増加し、最終オーステナイト粒を極細粒化させ
るためである。

ここで未再結晶温度域の累積圧下率が５０％以下では変
形帯の形成か減少し、その後の再加熱焼入れ時における
オーステナイト粒の細粒化が不十分となる。

以上の理由から、未再結晶温度域での累積圧下を５０％
以上とした（以下制御圧延と云う）。好ましくは累積圧
下率は６０〜８５％である。

又、圧延後Ａ　ｒ　ｓ点点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う必要
がある。これは、空冷では冷却過程でＣｕが析出し過時
効となり、その後の再加熱焼入れ一焼戻し処理時に十分
な析出硬化が得られない。

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。

次に熱間圧延後水冷された鋼は、Ａ　ｃ　３点からＡｃ
、＋１００℃の温度範囲の適正な温度に再加熱され、焼
入れされる。これは、未再結晶温度域圧延でオーステナ
イト粒の伸長化と、粒内に変形帯が多数導入されており
、これが再加熱時のオーステナイト粒の核サイトとなり
、α／γ変態時に多数のオーステナイト粒が生成される
ため、オーステナイト粒が極めて細粒化される。

しかし、Ａ　ｃ　ａ　＋　１００℃を超えた再加熱では
その効果が失われる。また、Ａ　ｃ　ｓ点よりも下の温
度ではオーステナイト粒は混粒となり、細粒化不十分で
、かつ、フェライト組織が混合されるため強度が不十分
となる。

第３図に、後述する第１表の鋼Ａ、鋼Ｂおよび鋼■につ
いて本発明法（鋼片加熱温度工０００−・１■５０℃て
、未再結晶温度域で６０〜７５％の累積圧下率で圧延し
、直接焼入れ法、再加熱８５０〜％０℃から焼入れし、
焼戻し処理）と比較法（鋼片加熱温度１２５０℃で制御
圧延なしで圧延し空冷後、再加熱８５０〜％０”Ｃから
焼入れし、焼戻し処理）の鋼のオーステナイト粒度と靭
性の関係を示した。

本発明の制御圧延−直接焼入れ後再加熱焼入れされた鋼
は、オーステナイト粒度（ＡＳＴ〜Ｉ　Ｎｏ、　）か８
番以上と細粒で高靭性化していることかわかる。

制御圧延−直接焼入れ後再加熱焼入れされた鋼は、その
後Ａ　Ｃ１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、Ａ　ｃ　ｉ点を超えた
温度では強度が著しく低下し、更に靭性も低下するため
Ａｃ。

点点下と限定した。

このような製造工程で得られた鋼は、低炭素にもかかイ
っ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） 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３０〜１００ｍ＋ｘの鋼板に製造した。これら
について母材の機械的性質とオーステナイト粒度、更に
溶接熱影響部の砂さおよびＫＩＳＣ（１”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。

第１表の化学組成を有する鋼と第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ＡＳＴＭ　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（本発明鋼と本発明法とを組合わせたｍＡ〜９
−■）においては、オーステナイト粒度か８番以上に細
粒化されており、母材の強度、靭性は、十分高い値であ
る。更に、ＨＡＺ硬さも低く、この結果ＨＡＺ部のＫＩ
ＳＣＣ値も十分高い値である。

これに対し、比較例１０−　Ｊ、１２−　Ｌでは（Ｃａ
ｌが高く、更に例１０−ＪはＣＢ）が添加されているた
めＨＡＺ硬さか極めて高くなり、ＨＡＺ部のＫＩｓｃｃ
値も低い。又、例１０−ＪはＴ１か添加されてなく、か
つ、制御圧延水冷なしのため細粒化が不十分となり、靭
性が低下している。例１１には〔Ｂ〕が５ｐｐｍ添加さ
れているためＨＡＺ硬さが高くなり、ＫＩＳＣＣ値も低
い。例１３−ＭはＣｕおよびＴｉが添加されていないこ
と、および、未再結晶温度域の累積圧下率が小さいため
析出硬化と細粒化が不十分となり強度、靭性が低下して
いる。

同じ鋼Ａを用いた例１（本発明法）と例１４（比較法）
で製造した板厚３０ｍｍ材の材質を比較してみると、前
者ではｌ／２　を部でも細粒の上部ベイナイト組織が生
成し、目標の性能が十分得られるが、後者では鋼片加熱
温度が高く、かつ、制御圧延なしの圧延後空冷のため粗
粒の上部ベイナイト組織となり強度、靭性が不十分であ
る。例１５（比較法）では、未再結晶域圧延の累積圧下
率か小さいため、細粒化が不十分て粗粒の上部ベイナイ
ト組織か生成し目標の靭性が得られない。例１６では水
冷停＋ｔｙ−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） 本発明の製造性によって、溶接硬化性、耐応力腐食割れ
性および低温靭性のすぐれた８０ｋｇ　ｆ　／　ｍ４級
高張力鋼の製造が可能となった。その粘果、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、ｌ添加材の溶接
ＨＡＺ硬さに及ぼすＣＣＩ　Ｈの影響について示す図表
、第２図は母材の強度および靭性に及はす鋼片加熱温度
の影響について示す図表、第３ 図は母材の靭性に及ぼすオーステナイト粒度の影響につ
いて示す図表である。 代 理 人

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、重量％で Ｃ；０．０２〜０．０５％ Ｓｉ；０．０２〜０．５％ Ｍｎ；０．４〜１．５％ Ｃｕ；０．５〜２．０％ 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 Ｎ；０．０１％以下 残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼片を１０００
   ℃〜１２００℃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累積圧下率５０％以
   上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、その後さらにＡｃ＿３点からＡｃ＿
   ３＋１００℃の間に再加熱した後、焼入れし、続いてＡ
   ｃ＿１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、重量％で 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する請求項１記載の溶接性お
   よび低温靭性にすぐれた高張力鋼の製造方法。