JPH04346636A - 溶接熱影響部靱性の優れた高マンガン超高張力鋼 - Google Patents
溶接熱影響部靱性の優れた高マンガン超高張力鋼Info
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- JPH04346636A JPH04346636A JP14408991A JP14408991A JPH04346636A JP H04346636 A JPH04346636 A JP H04346636A JP 14408991 A JP14408991 A JP 14408991A JP 14408991 A JP14408991 A JP 14408991A JP H04346636 A JPH04346636 A JP H04346636A
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Landscapes
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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。
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は引張り強さが１００ｋｇ
ｆ／ｍｍ２以上で、かつ溶接入熱が４０ｋＪ／ｃｍ〜２
００ｋＪ／ｃｍ程度の中入熱から大入熱溶接に至る広範
な入熱の溶接においても良好な溶接熱影響部の低温靱性
を有する溶接熱影響部靱性の優れた高マンガン超高張力
鋼にかかわるものである。
ｆ／ｍｍ２以上で、かつ溶接入熱が４０ｋＪ／ｃｍ〜２
００ｋＪ／ｃｍ程度の中入熱から大入熱溶接に至る広範
な入熱の溶接においても良好な溶接熱影響部の低温靱性
を有する溶接熱影響部靱性の優れた高マンガン超高張力
鋼にかかわるものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、海洋構造物、造船、貯蔵タンク等
、大型構造物の材質に対する要求は安全性確保の点から
厳しさを増している。特に母材に比べて材質が劣化する
傾向にある溶接熱影響部の低温靱性の向上が望まれてい
る。一般に鋼材をサブマージアーク溶接やエレクトロス
ラグ溶接などの溶接入熱の大きい自動溶接を行うと、溶
接熱影響部（以下、ＨＡＺと称する）のオーステナイト
結晶粒が粗大化することによりＨＡＺの組織が粗くなり
、ＨＡＺ靱性が著しく低下する。ＨＡＺ靱性向上のため
にはＨＡＺ、特に高温にさらされる融合部（フュージョ
ンライン、以下ＦＬと称する）近傍のＨＡＺ組織を微細
化する必要がある。従来、以下に示すような種々のＨＡ
Ｚ組織微細化方法が提案されている。例えば、昭和５４
年６月発行の「鉄と鋼」第６５巻第８号１２３２頁にお
いては、ＴｉＮを微細析出させることによりＨＡＺのオ
ーステナイト粒を微細化して、５０ｋｇｆ／ｍｍ２級高
張力鋼の大入熱溶接時のＨＡＺ靱性を改善する技術が開
示されている。ごく最近では、オーステナイトの細粒化
によらずに粒内フェライトを生成させることによりＨＡ
Ｚ組織の微細化を図る技術が開発されている。粒内フェ
ライトの生成核としてＴｉ酸化物が有効であり、Ｔｉ酸
化物は高温にさらされても溶解することがなく、ＦＬ直
近でも粒内フェライトの核として働き、組織微細化が可
能で、ＴｉＮ等を利用した鋼に比較してＦＬ近傍のＨＡ
Ｚ靱性の著しい向上が可能であることが、例えば特開昭
６１−１１７２４５号公報に示されている。
、大型構造物の材質に対する要求は安全性確保の点から
厳しさを増している。特に母材に比べて材質が劣化する
傾向にある溶接熱影響部の低温靱性の向上が望まれてい
る。一般に鋼材をサブマージアーク溶接やエレクトロス
ラグ溶接などの溶接入熱の大きい自動溶接を行うと、溶
接熱影響部（以下、ＨＡＺと称する）のオーステナイト
結晶粒が粗大化することによりＨＡＺの組織が粗くなり
、ＨＡＺ靱性が著しく低下する。ＨＡＺ靱性向上のため
にはＨＡＺ、特に高温にさらされる融合部（フュージョ
ンライン、以下ＦＬと称する）近傍のＨＡＺ組織を微細
化する必要がある。従来、以下に示すような種々のＨＡ
Ｚ組織微細化方法が提案されている。例えば、昭和５４
年６月発行の「鉄と鋼」第６５巻第８号１２３２頁にお
いては、ＴｉＮを微細析出させることによりＨＡＺのオ
ーステナイト粒を微細化して、５０ｋｇｆ／ｍｍ２級高
張力鋼の大入熱溶接時のＨＡＺ靱性を改善する技術が開
示されている。ごく最近では、オーステナイトの細粒化
によらずに粒内フェライトを生成させることによりＨＡ
Ｚ組織の微細化を図る技術が開発されている。粒内フェ
ライトの生成核としてＴｉ酸化物が有効であり、Ｔｉ酸
化物は高温にさらされても溶解することがなく、ＦＬ直
近でも粒内フェライトの核として働き、組織微細化が可
能で、ＴｉＮ等を利用した鋼に比較してＦＬ近傍のＨＡ
Ｚ靱性の著しい向上が可能であることが、例えば特開昭
６１−１１７２４５号公報に示されている。
【０００３】しかしながら以上のＨＡＺ靱性向上技術は
いずれもＨＡＺ組織中に一部なりでもフェライトが生成
するような成分領域についてのみ適用できるものであり
、母材の引張強さでみればせいぜい６０ｋｇｆ／ｍｍ２
級までである。さらに強度レベルの高い鋼においては上
記技術に類似した組織微細化技術は認められず、ほとん
ど唯一のＨＡＺ靱性向上方法はＮｉの多量添加のみであ
った。即ち５〜６％、さらには９％程度に多量のＮｉを
含有する鋼では極低温、一般的には−１００℃以下でも
母材及びそれほど溶接入熱の大きくない溶接部のＨＡＺ
靱性を保証することが可能である。ただし、このような
高Ｎｉ鋼でも溶接入熱が２００ｋＪ／ｃｍ程度のいわゆ
る大入熱溶接におけるＨＡＺ靱性まで容易に保証できる
までに至っていない。加えてこのような高Ｎｉ鋼は通常
の鋼材に比べて不可避的に非常に高価となるため、構造
物全般に広く使用できるものでなく、廉価でかつ様々な
溶接条件おいても優れたＨＡＺ靱性を有する高張力鋼、
特にフェライトの生成が困難な強度レベルの高張力鋼の
製造技術の確立が望まれる。
いずれもＨＡＺ組織中に一部なりでもフェライトが生成
するような成分領域についてのみ適用できるものであり
、母材の引張強さでみればせいぜい６０ｋｇｆ／ｍｍ２
級までである。さらに強度レベルの高い鋼においては上
記技術に類似した組織微細化技術は認められず、ほとん
ど唯一のＨＡＺ靱性向上方法はＮｉの多量添加のみであ
った。即ち５〜６％、さらには９％程度に多量のＮｉを
含有する鋼では極低温、一般的には−１００℃以下でも
母材及びそれほど溶接入熱の大きくない溶接部のＨＡＺ
靱性を保証することが可能である。ただし、このような
高Ｎｉ鋼でも溶接入熱が２００ｋＪ／ｃｍ程度のいわゆ
る大入熱溶接におけるＨＡＺ靱性まで容易に保証できる
までに至っていない。加えてこのような高Ｎｉ鋼は通常
の鋼材に比べて不可避的に非常に高価となるため、構造
物全般に広く使用できるものでなく、廉価でかつ様々な
溶接条件おいても優れたＨＡＺ靱性を有する高張力鋼、
特にフェライトの生成が困難な強度レベルの高張力鋼の
製造技術の確立が望まれる。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】Ｎｉ等の高価な合金元
素を用いずに高強度化する手段としてはＭｎの活用が考
えられる。Ｍｎは廉価な上にＮｉに比較して少量の添加
で焼入性を高めることが可能な元素であることから本発
明者らはその最大限の有効利用を計ることが廉価な高強
度高靱性鋼のひとつの可能性と考え、種々検討を加えた
結果、Ｍｎ以外の高価な合金元素を可能な限り用いずに
、母材の引張り強さが１００ｋｇｆ／ｍｍ２以上で、か
つ、溶接熱影響部靱性の優れた高マンガン超高張力鋼を
発明するに至ったものである。通常、引張強さ１００ｋ
ｇｆ／ｍｍ２以上の高強度をＭｎ添加のみで得ようとし
た場合、必然的に添加量は数％以上を必要とし、その場
合には母材、ＨＡＺを問わず粒界破壊感受性が高まり、
粒界破壊により靱性が大きく劣化するようになるのが一
般的であり、単純にＭｎを増加させた場合には高強度化
はできても母材及びＨＡＺの靱性向上は非常に困難とな
る。低合金鋼ではＨＡＺ靱性と組織との一般的な関係は
非常によく知られており、上部ベイナイト組織のときに
最もＨＡＺ靱性が劣化することが常識的に知られている
。この靱性劣化を抑制するために低強度側では粒内フェ
ライト変態に代表されるようなフェライト組織の微細化
が一般的であり、高強度側では焼入性の適正化による下
部ベイナイト主体組織化が有効な方法である。しかしな
がらこの知見は１％前後の比較的少ないＭｎ量の低合金
鋼においてのものであり、例えば２％をはるかに超える
ような高Ｍｎ鋼においても従来知見が適用可能かどうか
については全く不明である。従って、本発明が基本とす
る高Ｍｎにおいて母材、ＨＡＺともに靱性を向上させる
ためには最適組織を明確にして、それを得るための手法
と同時に粒界破壊を防止する手段を見いだすことが課題
となる。
素を用いずに高強度化する手段としてはＭｎの活用が考
えられる。Ｍｎは廉価な上にＮｉに比較して少量の添加
で焼入性を高めることが可能な元素であることから本発
明者らはその最大限の有効利用を計ることが廉価な高強
度高靱性鋼のひとつの可能性と考え、種々検討を加えた
結果、Ｍｎ以外の高価な合金元素を可能な限り用いずに
、母材の引張り強さが１００ｋｇｆ／ｍｍ２以上で、か
つ、溶接熱影響部靱性の優れた高マンガン超高張力鋼を
発明するに至ったものである。通常、引張強さ１００ｋ
ｇｆ／ｍｍ２以上の高強度をＭｎ添加のみで得ようとし
た場合、必然的に添加量は数％以上を必要とし、その場
合には母材、ＨＡＺを問わず粒界破壊感受性が高まり、
粒界破壊により靱性が大きく劣化するようになるのが一
般的であり、単純にＭｎを増加させた場合には高強度化
はできても母材及びＨＡＺの靱性向上は非常に困難とな
る。低合金鋼ではＨＡＺ靱性と組織との一般的な関係は
非常によく知られており、上部ベイナイト組織のときに
最もＨＡＺ靱性が劣化することが常識的に知られている
。この靱性劣化を抑制するために低強度側では粒内フェ
ライト変態に代表されるようなフェライト組織の微細化
が一般的であり、高強度側では焼入性の適正化による下
部ベイナイト主体組織化が有効な方法である。しかしな
がらこの知見は１％前後の比較的少ないＭｎ量の低合金
鋼においてのものであり、例えば２％をはるかに超える
ような高Ｍｎ鋼においても従来知見が適用可能かどうか
については全く不明である。従って、本発明が基本とす
る高Ｍｎにおいて母材、ＨＡＺともに靱性を向上させる
ためには最適組織を明確にして、それを得るための手法
と同時に粒界破壊を防止する手段を見いだすことが課題
となる。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明者らはこれらの課
題を克服すべく詳細な検討を行った結果、高価なＮｉを
多量に添加する事なく、母材の引張り強さが１００ｋｇ
ｆ／ｍｍ２以上で、母材靱性だけでなく、大入熱溶接を
含む広い入熱範囲において溶接熱影響部の靱性が良好な
超高張力鋼として、重量％でＣ：０．０１〜０．０６％
、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：６〜１５％、Ｐ：
０．０１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００
５〜０．１％、Ｂ：０．０００３〜０．０１０％、Ｎ：
０．０１０％以下を含有し、さらに必要に応じてＮｉ：
３．０％以下、Ｃｕ：１．５％以下の１種または２種を
含有し、残部はＦｅ及び不可避不純物からなることを特
徴とする高マンガン超高張力鋼を発明するに至った。
題を克服すべく詳細な検討を行った結果、高価なＮｉを
多量に添加する事なく、母材の引張り強さが１００ｋｇ
ｆ／ｍｍ２以上で、母材靱性だけでなく、大入熱溶接を
含む広い入熱範囲において溶接熱影響部の靱性が良好な
超高張力鋼として、重量％でＣ：０．０１〜０．０６％
、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：６〜１５％、Ｐ：
０．０１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００
５〜０．１％、Ｂ：０．０００３〜０．０１０％、Ｎ：
０．０１０％以下を含有し、さらに必要に応じてＮｉ：
３．０％以下、Ｃｕ：１．５％以下の１種または２種を
含有し、残部はＦｅ及び不可避不純物からなることを特
徴とする高マンガン超高張力鋼を発明するに至った。
【０００６】以下本発明の要旨を実験結果に基づいて詳
細に説明する。本発明においてはＣ、Ｍｎ、Ｂが最も重
要な組成である。先ず、溶接熱影響部の靱性についてみ
ると、従来の低温靱性を目的としたＣｒ，Ｍｏ，Ｎｉ等
を含有した高張力鋼では微細な上部ベイナイトあるいは
下部ベイナイトとマルテンサイト組織となる成分のとき
に靱性が最も良好となることが例えば昭和５４年６月発
行の「鉄と鋼」第６５巻第８号１２２３頁に示されてい
る。しかしながら、高価なこれらの合金元素を用いず、
主としてＭｎだけで強度靱性を確保することを目的とし
た場合はベイナイトが存在する成分範囲では良好な靱性
が得られないことが判明した。即ち、Ｃが約０．０２％
あるいは０．１％、Ｓｉが約０．１％、Ｍｎが約１〜２
０％、Ａｌが約０．０３％、Ｎが約０．００３％、Ｂが
無添加あるいは約０．００１０％の範囲の小型真空溶解
鋼を用いて大入熱溶接を想定した溶接再現熱サイクル靱
性（最高加熱温度：１４００℃、８００℃から５００℃
までの冷却時間：１６０秒）を検討した結果、図１に示
すように、ベイナイト組織が存在するＭｎが４〜５％以
下の成分では、シャルピー試験の吸収エネルギーが７ｋ
ｇｆｍとなる温度（ｖＴｒ７．０）で靱性を評価した場
合、良好な靱性が得られる範囲が存在せず、むしろＢ添
加鋼に認められるようにＭｎが６％程度以上で、ほぼ１
００％マルテンサイト組織となる成分領域において良好
なＨＡＺ靱性が得られ、また、ＨＡＺ靱性向上のために
はＭｎ量の適正化と共にＣ量を低減し、Ｂを添加する必
要があることを見いだした。なお、微視的には、本発明
鋼の成分範囲における組織は体心正方晶のマルテンサイ
トと成分によっては若干の残留オーステナイト、さらに
は微量のちょう密六方晶のεマルテンサイトを含有する
場合もあるが、量的には正方晶マルテンサイトが主体と
なる。さらに、本発明鋼は焼入性が非常に高く、溶接条
件により冷却速度が大きく変化しても基本的にはいずれ
もマルテンサイト組織のため、靱性変化がほとんど認め
られない。ちなみに、本発明者らは８００から５００℃
までの冷却時間が３０秒、３２０秒の熱サイクル条件に
おける靱性も調査したが、いずれも図１と類似の結果が
得られた。母材についても同様の理由から本発明鋼にお
いては通常、工業的に得られる冷却速度の範囲内では安
定してマルテンサイト組織が得られるため、製造方法に
よらず、例えば、熱間圧延ままか、焼入れ焼戻し処理に
よるかによらず、強度・靱性の変化は非常に小さい。ま
た、Ｍｎ量が６％以上と高いため、Ｃ量が０．０１％〜
０．０６％と低いにもかかわらず、引張り強度は１００
ｋｇｆ／ｍｍ２以上が安定して達成可能である。
細に説明する。本発明においてはＣ、Ｍｎ、Ｂが最も重
要な組成である。先ず、溶接熱影響部の靱性についてみ
ると、従来の低温靱性を目的としたＣｒ，Ｍｏ，Ｎｉ等
を含有した高張力鋼では微細な上部ベイナイトあるいは
下部ベイナイトとマルテンサイト組織となる成分のとき
に靱性が最も良好となることが例えば昭和５４年６月発
行の「鉄と鋼」第６５巻第８号１２２３頁に示されてい
る。しかしながら、高価なこれらの合金元素を用いず、
主としてＭｎだけで強度靱性を確保することを目的とし
た場合はベイナイトが存在する成分範囲では良好な靱性
が得られないことが判明した。即ち、Ｃが約０．０２％
あるいは０．１％、Ｓｉが約０．１％、Ｍｎが約１〜２
０％、Ａｌが約０．０３％、Ｎが約０．００３％、Ｂが
無添加あるいは約０．００１０％の範囲の小型真空溶解
鋼を用いて大入熱溶接を想定した溶接再現熱サイクル靱
性（最高加熱温度：１４００℃、８００℃から５００℃
までの冷却時間：１６０秒）を検討した結果、図１に示
すように、ベイナイト組織が存在するＭｎが４〜５％以
下の成分では、シャルピー試験の吸収エネルギーが７ｋ
ｇｆｍとなる温度（ｖＴｒ７．０）で靱性を評価した場
合、良好な靱性が得られる範囲が存在せず、むしろＢ添
加鋼に認められるようにＭｎが６％程度以上で、ほぼ１
００％マルテンサイト組織となる成分領域において良好
なＨＡＺ靱性が得られ、また、ＨＡＺ靱性向上のために
はＭｎ量の適正化と共にＣ量を低減し、Ｂを添加する必
要があることを見いだした。なお、微視的には、本発明
鋼の成分範囲における組織は体心正方晶のマルテンサイ
トと成分によっては若干の残留オーステナイト、さらに
は微量のちょう密六方晶のεマルテンサイトを含有する
場合もあるが、量的には正方晶マルテンサイトが主体と
なる。さらに、本発明鋼は焼入性が非常に高く、溶接条
件により冷却速度が大きく変化しても基本的にはいずれ
もマルテンサイト組織のため、靱性変化がほとんど認め
られない。ちなみに、本発明者らは８００から５００℃
までの冷却時間が３０秒、３２０秒の熱サイクル条件に
おける靱性も調査したが、いずれも図１と類似の結果が
得られた。母材についても同様の理由から本発明鋼にお
いては通常、工業的に得られる冷却速度の範囲内では安
定してマルテンサイト組織が得られるため、製造方法に
よらず、例えば、熱間圧延ままか、焼入れ焼戻し処理に
よるかによらず、強度・靱性の変化は非常に小さい。ま
た、Ｍｎ量が６％以上と高いため、Ｃ量が０．０１％〜
０．０６％と低いにもかかわらず、引張り強度は１００
ｋｇｆ／ｍｍ２以上が安定して達成可能である。
【０００７】
【作用】以上が、本発明の基本要旨であるが、本発明の
目的とする特性を達成するためには各々の構成元素量に
ついても以下に述べるように適正範囲に限定する必要が
ある。まず、Ｃは強度を向上するために有効な成分であ
るが、本発明者らが詳細に検討した結果によれば、本発
明の如き高Ｍｎ鋼においてはＣ量が増加するにつれて母
材靱性、ＨＡＺ靱性が劣化する。Ｃの悪影響は母材靱性
においてより顕著であり、０．０１％の添加あたりｖＴ
ｒ７．０が約１０〜１５℃上昇する。本発明では母材強
度を確保でき、母材靱性を極端に劣化させない範囲とし
てＣを０．０１％〜０．０６％とした。次に、Ｓｉは溶
鋼の脱酸を行う上で有効な元素であり、強度上昇にも効
果があるが、多量に添加した場合、粗大な酸化物を生成
しやすく、本発明のような強度の高い鋼では延性や靱性
を大きく損ねるため、０．０１〜１．０％の範囲とした
。 Ｍｎは本発明の最も重要な構成元素のひとつである。本
発明においては冷却速度の広い範囲でほぼマルテンサイ
ト１相組織となって、安定して母材強度、ＨＡＺ靱性を
確保できるに必要な量として下限を６％とした。さらに
Ｍｎ量を高めるとＨＡＺ靱性は向上するが、図１の０．
０２％Ｃ−Ｂ添加鋼において認められるように１５％を
超えると逆に靱性が劣化しはじめる。母材靱性も同様に
１５％を超えるＭｎ量では靱性が劣化する傾向にあり、
その劣化量はＨＡＺ靱性におけるよりも顕著であるため
、本発明においてはＭｎ量の上限を１５％とした。Ｐは
粒界脆化を助長して母材、ＨＡＺとも靱性を劣化させる
ため、極力低減することが好ましいが、許容できる量と
して０．０１％以下とした。ＳについてもＭｎＳを形成
したり粒界に偏析して延性や靱性を劣化させるため、極
力低減することが好ましいが、許容できる量として０．
０１％以下とした。ＡｌはＳｉと同様、脱酸元素として
有効であるが、過剰に添加すると、粗大な酸化物を形成
して延性、靱性の劣化要因となるため、０．００５〜０
．１％の範囲とした。Ｂは高Ｍｎ鋼における粒界脆化を
抑制するために特に重要な元素であり、その効果を生じ
させるためには０．０００３％以上の添加が必要である
。しかし、０．０１０％を超える添加を行うと、析出物
を生成しやすくなり粒界脆化抑制効果が失われると共に
、析出物による靱性劣化を生じるため、０．０００３〜
０．０１０％の範囲とした。ＮはＢＮを形成してＢの粒
界脆化抑制効果を減ずるため、含有量は少ない方が好ま
しいが、許容できる範囲として、上限を０．０１０％と
した。以上が、本発明鋼の基本成分の各々の限定理由で
あるが、母材及びＨＡＺの靱性向上の目的で、必要に応
じてＮｉ、Ｃｕの１種以上を含有することができる。Ｎ
ｉは含有量が多いほど母材靱性、ＨＡＺ靱性共に遷移温
度としては改善されるが、一方で、シェルフエネルギー
が低下する傾向にあり、３．０％を超える添加をしても
、靱性改善効果が飽和するため、経済性も考慮して３．
０％を上限とした。Ｃｕの効果も定性的にはＮｉとほぼ
同様であるが、１．５％を超える多量の添加は鋳片の割
れや析出脆化の問題等が顕著になるため、上限を１．５
％とした。
目的とする特性を達成するためには各々の構成元素量に
ついても以下に述べるように適正範囲に限定する必要が
ある。まず、Ｃは強度を向上するために有効な成分であ
るが、本発明者らが詳細に検討した結果によれば、本発
明の如き高Ｍｎ鋼においてはＣ量が増加するにつれて母
材靱性、ＨＡＺ靱性が劣化する。Ｃの悪影響は母材靱性
においてより顕著であり、０．０１％の添加あたりｖＴ
ｒ７．０が約１０〜１５℃上昇する。本発明では母材強
度を確保でき、母材靱性を極端に劣化させない範囲とし
てＣを０．０１％〜０．０６％とした。次に、Ｓｉは溶
鋼の脱酸を行う上で有効な元素であり、強度上昇にも効
果があるが、多量に添加した場合、粗大な酸化物を生成
しやすく、本発明のような強度の高い鋼では延性や靱性
を大きく損ねるため、０．０１〜１．０％の範囲とした
。 Ｍｎは本発明の最も重要な構成元素のひとつである。本
発明においては冷却速度の広い範囲でほぼマルテンサイ
ト１相組織となって、安定して母材強度、ＨＡＺ靱性を
確保できるに必要な量として下限を６％とした。さらに
Ｍｎ量を高めるとＨＡＺ靱性は向上するが、図１の０．
０２％Ｃ−Ｂ添加鋼において認められるように１５％を
超えると逆に靱性が劣化しはじめる。母材靱性も同様に
１５％を超えるＭｎ量では靱性が劣化する傾向にあり、
その劣化量はＨＡＺ靱性におけるよりも顕著であるため
、本発明においてはＭｎ量の上限を１５％とした。Ｐは
粒界脆化を助長して母材、ＨＡＺとも靱性を劣化させる
ため、極力低減することが好ましいが、許容できる量と
して０．０１％以下とした。ＳについてもＭｎＳを形成
したり粒界に偏析して延性や靱性を劣化させるため、極
力低減することが好ましいが、許容できる量として０．
０１％以下とした。ＡｌはＳｉと同様、脱酸元素として
有効であるが、過剰に添加すると、粗大な酸化物を形成
して延性、靱性の劣化要因となるため、０．００５〜０
．１％の範囲とした。Ｂは高Ｍｎ鋼における粒界脆化を
抑制するために特に重要な元素であり、その効果を生じ
させるためには０．０００３％以上の添加が必要である
。しかし、０．０１０％を超える添加を行うと、析出物
を生成しやすくなり粒界脆化抑制効果が失われると共に
、析出物による靱性劣化を生じるため、０．０００３〜
０．０１０％の範囲とした。ＮはＢＮを形成してＢの粒
界脆化抑制効果を減ずるため、含有量は少ない方が好ま
しいが、許容できる範囲として、上限を０．０１０％と
した。以上が、本発明鋼の基本成分の各々の限定理由で
あるが、母材及びＨＡＺの靱性向上の目的で、必要に応
じてＮｉ、Ｃｕの１種以上を含有することができる。Ｎ
ｉは含有量が多いほど母材靱性、ＨＡＺ靱性共に遷移温
度としては改善されるが、一方で、シェルフエネルギー
が低下する傾向にあり、３．０％を超える添加をしても
、靱性改善効果が飽和するため、経済性も考慮して３．
０％を上限とした。Ｃｕの効果も定性的にはＮｉとほぼ
同様であるが、１．５％を超える多量の添加は鋳片の割
れや析出脆化の問題等が顕著になるため、上限を１．５
％とした。
【０００８】
【実施例】表１に本発明に従って試作した鋼板及び比較
鋼板の化学成分、母材強度靱性、ＨＡＺの靱性等を示す
。ここで、Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１２が本発明鋼であり、Ｎ
ｏ．１３〜Ｎｏ．２５が比較鋼である。本発明鋼、比較
鋼とも圧延により２０ｍｍの鋼板とした。本発明鋼のＮ
ｏ．１〜Ｎｏ．８及び比較鋼については延性後さらに焼
入れ−焼戻し処理を行った後、特性調査を実施した。 また、本発明鋼のＮｏ．９〜Ｎｏ．１２については圧延
ままの素材より採取した試験片により特性を調査した。 いずれの試験片も板厚中心部より圧延方向に平行な方向
で採取した。母材の強度は丸棒引張り試験の０．２％耐
力及び引張り強さで評価した、一方、母材靱性はシャル
ピー衝撃試験における−６０℃での吸収エネルギーで評
価した。また、ＨＡＺ靱性は最高加熱温度１４００℃、
８００℃から５００℃までの冷却時間が１６０秒である
溶接再現熱サイクルを付与したときのシャルピー衝撃試
験の−６０℃での吸収エネルギーで評価した。ちなみに
本熱サイクル条件は板厚２０ｍｍの鋼板を入熱量約１０
０ｋＪ／ｃｍサブマージアーク溶接したときのＦＬでの
熱履歴に相当する。表１から明らかなように、Ｎｏ．１
〜Ｎｏ．１２の本発明鋼は比較鋼に比べて優れたＨＡＺ
靱性を有し、−６０℃の低温でも構造物の安全性確保に
十分なシャルピー試験の吸収エネルギーを示すことが分
かる。また、母材特性も引張り強さは１００ｋｇｆ／ｍ
ｍ２以上で、かつ、優れた靱性を示す。即ち、本発明に
よれば非常に高い強度と優れた母材、ＨＡＺ靱性を兼ね
備えた鋼が得られることが明らかである。一方、Ｎｏ．
１３〜Ｎｏ．２５の比較鋼は本発明の要件を満足してお
らず、そのため、母材強度、靱性あるいはＨＡＺ靱性が
本発明鋼に比べて劣ることが同様に表１から明白である
。即ち、比較鋼Ｎｏ．１３はＭｎ量が不足している上に
Ｂを含有していないため、母材引張り強度が低く、ＨＡ
Ｚ靱性も劣る。Ｎｏ．１４はＭｎ量は本発明範囲内では
あるが、Ｂ無添加のため特にＨＡＺ靱性の劣化が顕著で
あり、Ｎｏ．１５はＭｎ量が過剰でかつＢ無添加により
母材靱性、ＨＡＺ靱性が共に非常に低い。Ｎｏ．１６、
Ｎｏ．１７はＢは含有しているものの、Ｍｎ量が適正で
ないため、母材靱性ないしはＨＡＺ靱性が十分でない。 また、Ｎｏ．１８、Ｎｏ．１９はＣ量が過剰なため、強
度は高いが、母材靱性、ＨＡＺ靱性が非常に低い。比較
鋼Ｎｏ．２０〜Ｎｏ．２２はＰ、Ｎ、Ｓのいずれかが本
発明の範囲を逸脱しているため、母材靱性、ＨＡＺ靱性
が本発明鋼に比べて大きく劣化している。以上の実施例
から、本発明によれば引張り強さが１００ｋｇｆ／ｍｍ
２以上で、かつ−６０℃程度の低温においても安全な使
用に耐える優れた母材及びＨＡＺ靱性を有する超高張力
鋼が得られることが明白である。
鋼板の化学成分、母材強度靱性、ＨＡＺの靱性等を示す
。ここで、Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１２が本発明鋼であり、Ｎ
ｏ．１３〜Ｎｏ．２５が比較鋼である。本発明鋼、比較
鋼とも圧延により２０ｍｍの鋼板とした。本発明鋼のＮ
ｏ．１〜Ｎｏ．８及び比較鋼については延性後さらに焼
入れ−焼戻し処理を行った後、特性調査を実施した。 また、本発明鋼のＮｏ．９〜Ｎｏ．１２については圧延
ままの素材より採取した試験片により特性を調査した。 いずれの試験片も板厚中心部より圧延方向に平行な方向
で採取した。母材の強度は丸棒引張り試験の０．２％耐
力及び引張り強さで評価した、一方、母材靱性はシャル
ピー衝撃試験における−６０℃での吸収エネルギーで評
価した。また、ＨＡＺ靱性は最高加熱温度１４００℃、
８００℃から５００℃までの冷却時間が１６０秒である
溶接再現熱サイクルを付与したときのシャルピー衝撃試
験の−６０℃での吸収エネルギーで評価した。ちなみに
本熱サイクル条件は板厚２０ｍｍの鋼板を入熱量約１０
０ｋＪ／ｃｍサブマージアーク溶接したときのＦＬでの
熱履歴に相当する。表１から明らかなように、Ｎｏ．１
〜Ｎｏ．１２の本発明鋼は比較鋼に比べて優れたＨＡＺ
靱性を有し、−６０℃の低温でも構造物の安全性確保に
十分なシャルピー試験の吸収エネルギーを示すことが分
かる。また、母材特性も引張り強さは１００ｋｇｆ／ｍ
ｍ２以上で、かつ、優れた靱性を示す。即ち、本発明に
よれば非常に高い強度と優れた母材、ＨＡＺ靱性を兼ね
備えた鋼が得られることが明らかである。一方、Ｎｏ．
１３〜Ｎｏ．２５の比較鋼は本発明の要件を満足してお
らず、そのため、母材強度、靱性あるいはＨＡＺ靱性が
本発明鋼に比べて劣ることが同様に表１から明白である
。即ち、比較鋼Ｎｏ．１３はＭｎ量が不足している上に
Ｂを含有していないため、母材引張り強度が低く、ＨＡ
Ｚ靱性も劣る。Ｎｏ．１４はＭｎ量は本発明範囲内では
あるが、Ｂ無添加のため特にＨＡＺ靱性の劣化が顕著で
あり、Ｎｏ．１５はＭｎ量が過剰でかつＢ無添加により
母材靱性、ＨＡＺ靱性が共に非常に低い。Ｎｏ．１６、
Ｎｏ．１７はＢは含有しているものの、Ｍｎ量が適正で
ないため、母材靱性ないしはＨＡＺ靱性が十分でない。 また、Ｎｏ．１８、Ｎｏ．１９はＣ量が過剰なため、強
度は高いが、母材靱性、ＨＡＺ靱性が非常に低い。比較
鋼Ｎｏ．２０〜Ｎｏ．２２はＰ、Ｎ、Ｓのいずれかが本
発明の範囲を逸脱しているため、母材靱性、ＨＡＺ靱性
が本発明鋼に比べて大きく劣化している。以上の実施例
から、本発明によれば引張り強さが１００ｋｇｆ／ｍｍ
２以上で、かつ−６０℃程度の低温においても安全な使
用に耐える優れた母材及びＨＡＺ靱性を有する超高張力
鋼が得られることが明白である。
【０００９】
【表１Ａ】
【００１０】
【表１Ｂ】
【００１１】
【発明の効果】本発明は高価なＮｉなどの合金元素を多
量に含有することなく、非常に高い引張り強さと優れた
母材靱性、及び広い入熱範囲で優れたＨＡＺ靱性を有す
る超高張力鋼を可能としたものであり、本発明による鋼
を用いれば過酷な使用条件に対しても高強度で、かつ安
全性の高い溶接構造物を製造することが可能となり、そ
の効果は極めて顕著である。
量に含有することなく、非常に高い引張り強さと優れた
母材靱性、及び広い入熱範囲で優れたＨＡＺ靱性を有す
る超高張力鋼を可能としたものであり、本発明による鋼
を用いれば過酷な使用条件に対しても高強度で、かつ安
全性の高い溶接構造物を製造することが可能となり、そ
の効果は極めて顕著である。
【図１】Ｃ量、Ｂ量、Ｍｎ量を変えた鋼について、最高
加熱温度が１４００℃で、８００℃から５００℃までの
冷却時間が１６０秒の溶接再現熱サイクルを加えたとき
のＭｎ量とシャルピー特性の関係を示す図である。
加熱温度が１４００℃で、８００℃から５００℃までの
冷却時間が１６０秒の溶接再現熱サイクルを加えたとき
のＭｎ量とシャルピー特性の関係を示す図である。
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で Ｃ ：０．０１〜０．０６％ Ｓｉ：０．０１〜１．０％ Ｍｎ：６〜１５％ Ｐ ：０．０１％以下 Ｓ ：０．０１％以下 Ａｌ：０．００５〜０．１％ Ｂ ：０．０００３〜０．０１０％ Ｎ ：０．０１０％以下 を含有し、残部はＦｅ及び不可避不純物からなることを
特徴とする溶接熱影響部靱性の優れた高マンガン超高張
力鋼。 - 【請求項２】 重量％で Ｃ ：０．０１〜０．０６％ Ｓｉ：０．０１〜１．０％ Ｍｎ：６〜１５％ Ｐ ：０．０１％以下 Ｓ ：０．０１％以下 Ａｌ：０．００５〜０．１％ Ｂ ：０．０００３〜０．０１０％ Ｎ ：０．０１０％以下 を含有し、さらに、 Ｎｉ：３．０％以下 Ｃｕ：１．５％以下 の１種または２種を含有することを特徴とする溶接熱影
響部靱性の優れた高マンガン超高張力鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14408991A JP2930772B2 (ja) | 1991-05-21 | 1991-05-21 | 溶接熱影響部靱性の優れた高マンガン超高張力鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14408991A JP2930772B2 (ja) | 1991-05-21 | 1991-05-21 | 溶接熱影響部靱性の優れた高マンガン超高張力鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04346636A true JPH04346636A (ja) | 1992-12-02 |
| JP2930772B2 JP2930772B2 (ja) | 1999-08-03 |
Family
ID=15353972
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP14408991A Expired - Lifetime JP2930772B2 (ja) | 1991-05-21 | 1991-05-21 | 溶接熱影響部靱性の優れた高マンガン超高張力鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2930772B2 (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2017025398A (ja) * | 2015-07-28 | 2017-02-02 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた建築構造物用高強度厚鋼板 |
| US10301707B2 (en) | 2013-12-24 | 2019-05-28 | Posco | Steel having excellent weldability and impact toughness of welding zone |
| JP2020528495A (ja) * | 2017-08-08 | 2020-09-24 | ポスコＰｏｓｃｏ | 優れた強度及び伸び率を有する熱延鋼板及び製造方法 |
| JP2020204085A (ja) * | 2019-06-19 | 2020-12-24 | 日本製鉄株式会社 | 鋼板 |
| JP2020204084A (ja) * | 2019-06-19 | 2020-12-24 | 日本製鉄株式会社 | 鋼板 |
-
1991
- 1991-05-21 JP JP14408991A patent/JP2930772B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US10301707B2 (en) | 2013-12-24 | 2019-05-28 | Posco | Steel having excellent weldability and impact toughness of welding zone |
| JP2017025398A (ja) * | 2015-07-28 | 2017-02-02 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた建築構造物用高強度厚鋼板 |
| JP2020528495A (ja) * | 2017-08-08 | 2020-09-24 | ポスコＰｏｓｃｏ | 優れた強度及び伸び率を有する熱延鋼板及び製造方法 |
| US11186892B2 (en) | 2017-08-08 | 2021-11-30 | Posco | Hot rolled steel sheet having excellent strength and elongation |
| JP2020204085A (ja) * | 2019-06-19 | 2020-12-24 | 日本製鉄株式会社 | 鋼板 |
| JP2020204084A (ja) * | 2019-06-19 | 2020-12-24 | 日本製鉄株式会社 | 鋼板 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2930772B2 (ja) | 1999-08-03 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
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