JPH06100933A - 溶接性に優れた構造物用高張力鋼の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【目的】 溶接ボンド靭性に優れ、４０％超５０％未満
の冷間加工を達成できる８０kgf/mm² 級高張力鋼を製造
する。 【構成】 重量（％）でＣ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｕ，
Ｍｏ，Ａｌ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｎを含有する鋼で、これ等の
成分による焼入れ臨界直径Ｄｉ(cal）が３５〜６５（m
m）である鋼片を熱間圧延して水冷または空冷し、加熱
温度Ａｃ₃ 〜１０００℃に再加熱水冷したのち、さらに
表面から表面下５mm以上１０mm以下の領域をＡｃ₃ 〜１
２００℃の温度で加熱してのち空冷し、４０％超５０％
未満の冷間加工を実施してから加熱温度６００〜７００
℃で時効熱処理を施すことを特徴とした構造物用高張力
鋼の製造方法。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、溶接性に優れた高張力
鋼の製造方法に係り、特に溶接構造物として使用する場
合の溶接ボンド靭性に優れ、４０％超５０％未満の冷間
加工を達成できる８０kgf/mm² 級高張力鋼の製造方法に
関する。

【０００２】

【従来の技術】一般に高張力鋼はその強度の高いことか
ら鋼構造物等の建造に際して板厚減小等がはかれるた
め、構造物の重量軽減等を目的として近年ますます多用
される傾向にあり、特に８０kgf/mm² 級の高張力鋼が海
上、陸上等の大型溶接構造物に使用される頻度が増大し
ている。

【０００３】例えば近年、水深１００ｍ以上の石油試掘
用の構造物の建造が進められているが、このような建造
物は海象、気象等の環境条件が厳しく、波高３０ｍにも
及ぶ波浪にもさらされるような使用環境に耐える必要が
あるため、かかる要求に応えられるような鋼材の開発が
望まれている。このような鋼材としては、強度８０kgf/
mm² 級の特に溶接鋼管を使用することが構造物設計上有
利と考えられる。

【０００４】このような鋼管に対し現在は１９８５年４
月号溶接学会誌の２２〜３３頁の報文に見られるよう
に、合金元素の多い従来８０kgf/mm² 級高張力鋼板を熱
間曲げにより半円状に成形して後、それらの鋼板２枚を
合わせて管状にした合わせ部を溶接して造管し、その後
焼入れ、焼戻しを行って８０kgf/mm² 高張力溶接鋼管と
している。

【０００５】一方、本発明者等は、特開昭６２−１４２
７２３号公報に示すように高張力鋼の製造手段を検討し
た結果、低Ｃにして且つ、焼入れ性の指標となる成分に
よる焼入れ臨界直径Ｄｉを３５〜６５mmとした成分系で
制御圧延後水冷した後、冷間曲げ加工を行った時に生じ
る加工硬化と、その後の時効熱処理によって生じる時効
硬化とを利用して８０kgf/mm² 以上の強度確保を行うこ
とを可能とし、これによって溶接ボンド部靭性を従来８
０kgf/mm² 鋼管に比べて格段に改善したものを実現し
た。

【０００６】また特開平４−１８７７１３号公報に示す
ように低Ｃにして且つ、焼入れ性の指標となる成分によ
る焼入れ臨界直径Ｄｉを３５〜６５mmとした成分系で制
御圧延後水冷した後、Ａｃ₃ 〜１２００℃の温度で表面
から表面下１０mmまでの領域を加熱後空冷するという方
法により、４０％超５０％未満の冷間加工型８０kgf/mm
² 高張力鋼管の製造を実現したものが開示されている。

【０００７】

【発明が解決しようとする課題】１９８５年４月号溶接
学会誌における従来の８０kgf/mm² 高張力鋼は、Ｃ量が
高いことと、合金元素が多いことより溶接時の溶接ボン
ド靭性は十分とは言えない。特開昭６２−１４２７２３
号公報に示す高張力鋼の製造手段は４０％を超える冷間
加工が達成できない。制御圧延後水冷を利用した特開平
４−１８７７１３号は、制御圧延後直ちに水冷できない
場合及び制御圧延設備と水冷設備を持たない場合に、４
０％超５０％未満の冷間加工型８０kgf/mm² 高張力溶接
鋼管の製造を実現できない。

【０００８】本発明は特に４０％超５０％未満の冷間加
工により成形される溶接構造部材として用いられ、溶接
時の溶接ボンド靭性に優れた新規な高張力鋼構造物の製
造方法を提供することを目的とするものである。

【０００９】

【課題を解決するための手段】本発明者等は、係る課題
を解決するため高張力鋼の製造手段を検討した結果、冷
間加工を４０％超とするには、板表面層の硬さを低下さ
せれば良く、また強度に対しても板表面層のみの強度低
下であれば、全板厚での強度低下への影響は小さいこ
と、さらに４０％超の冷間加工における圧延直角方向の
靭性低下は焼戻し温度の上昇で改善でき、それによる強
度低下は冷間加工率の上昇で相殺できることを確認し
た。

【００１０】また冷間加工特性及び強度・靭性特性に及
ぼす制御圧延後水冷の効果は再加熱後水冷で達成できる
ことを確認した。

【００１１】すなわち、本発明の要旨とするところは、
重量（％）でＣ：０．０４〜０．０７％、Ｓｉ：０．０
５〜０．４０％、Ｍｎ：０．８〜１．５％、Ｎｉ：０．
５〜１．８％、Ｃｕ：０．８〜１．７％、Ｍｏ：０．０
５〜０．２％、Ａｌ：０．００５〜０．０５％、Ｎｂ：
０．００５〜０．０１５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０
２％、Ｎ：０．００１０〜０．００５０％を含有し、残
部がＦｅからなり、これ等の成分による焼入れ臨界直径
Ｄｉ(cal）が３５〜６５（mm）である鋼片を、加熱温度
１２５０℃以下、仕上げ温度８００℃以上の温度で板厚
８０mm以上の範囲で熱間圧延して水冷または空冷し、加
熱温度Ａｃ₃ 〜１０００℃に再加熱水冷したのち、さら
に表面から表面下５mm以上１０mm以下の領域をＡｃ₃ 〜
１２００℃の温度で加熱してのち空冷し、４０％超５０
％未満の冷間加工を実施してから加熱温度６００〜７０
０℃で時効熱処理を施すことを特徴とした構造物用高張
力鋼の製造方法である。但し

【数２】 にある。

【００１２】

【作用】以下に本発明を詳細に説明する。まず本発明に
おいて、冷間加工とは目的とする溶接構造部材を所望の
形状に冷間において成形する加工を指し、例えば鋼板を
扇形、半円状、円状に曲げ加工するもの、あるいは鋼板
をＶ形やＵ形に局部曲げ加工したもの、さらには鋼板を
凸や凹状等にパンチ加工したもの等鋼構造部材の形状に
応じて適宜選択するものである。

【００１３】次に本発明においては、冷間加工性を良く
するため、冷間加工前の強度を低くし、冷間加工による
加工硬化と時効熱処理による時効硬化により、高強度化
と溶接ボンド部靭性向上を達成するため、成分と製造条
件を限定したことを特徴とする。

【００１４】本発明においてこのように化学成分を限定
したのは次の理由による。まずＣは強度を得るのに必要
であるが、０．０７％超では従来の８０kg級高張力鋼と
同程度の溶接ボンド部靭性が得られず、十分な改善のた
めには０．０７％以下とする。また０．０４％未満であ
ると焼入れ性が極端に低下するため、下限を０．０４％
とする。

【００１５】Ｓｉは製鋼時の脱酸元素として必須であ
り、０．０５％未満であると効果がなく、０．４０％を
超えると靭性が低下するので０．０５〜０．４０％とす
る。

【００１６】Ｍｎは焼入れ性確保に有効な元素で、Ｃｕ
の時効硬化時間を短時間に移行する特性も有しているた
め、時効硬化を利用した鋼に有効であり、０．８％以上
の添加が効果的である。しかし、１．５％超の添加は延
性及び靭性の圧延異方性が大きくなり、圧延直角方向及
び板厚方向の靭性及び延性が劣化するので０．８〜１．
５％とする。

【００１７】Ｎｉは母材及び溶接ボンド部靭性を向上さ
せるのに有効であるが、０．５％未満ではその効果は小
さく、一方、１．８％超含有しても、効果が飽和するこ
とからその上限を１．８％とする。

【００１８】Ｃｕは時効硬化の顕著な元素で時効硬化を
利用する鋼に有効であり、０．８〜１．７％添加が最も
効果的である。０．８％未満では時効硬化が小さく、
１．７％超でも小さくなることからその量を０．８〜
１．７％とする。

【００１９】また、Ｍｏは焼戻し軟化抵抗を高め強度の
増大に有効であり、０．０５％未満では効果が見られ
ず、０．２％超の添加はＣｕの時効硬化を低下させる。
従ってその量を０．０５〜０．２％とした。

【００２０】さらに、Ａｌは脱酸に有効であるのみでな
く、Ｎを固定してＡｌＮとなって結晶粒細粒化の役目も
果たす有効な合金元素であるため下限を０．００５％と
し、一方、０．０５％を超えると脱酸時に生成するＡｌ
₂ Ｏ₃ が冷間曲げ加工時の表層割れの原因になることか
ら上限を０．０５％とする。

【００２１】ＮｂはＣｕと同様時効硬化の顕著な元素で
あり、０．００５％以上の添加に効果がみられるが、
０．０１５％を超えると溶接性（溶接部のボンド靭性）
を低下させるので、その量を０．００５〜０．０１５％
とする。

【００２２】ＴｉはＮを固定する有効な元素であり、Ｔ
ｉＮが溶接ボンド部において微細フェライト発生の核と
なり溶接ボンド部靭性を改善するため、その効果が発揮
される０．００５％以上の添加とし、０．０２％を超え
ると逆に劣化するため、その量を０．００５〜０．０２
％とする。

【００２３】さらに、Ｎは多いと焼戻し脆性を引き起こ
し、延性・靭性を低下させることから極力低減すべきで
あるが、ＴｉＮとして溶接ボンド部靭性を改善する効果
を考え、その量を０．００１０〜０．００４０％とす
る。

【００２４】以上が本発明の対象とする鋼の基本成分で
あるが、さらに本発明においてこれ等の成分による焼入
れ臨界直径Ｄｉ(cal）が３５〜６５（mm）を満たすこと
を骨子の一つとしている。

【００２５】Ｄｉ(cal）とは丸棒をできるだけはやく水
冷した時に、中心まで焼きの入る（中心部５０％マルテ
ンサイト）最大直径の成分回帰計算式を表わすもので、
(mm)単位で示される。この場合Ｄｉ(cal）が３５未満で
は冷間加工及び時効熱処理前の強度が低すぎて、８０kg
f/mm² 級高張力鋼の製造が困難となる。

【００２６】また、６５超では表面層の熱処理をしても
冷間加工前の強度が強すぎて、４０％超の冷間曲げ加工
が困難となるためＤｉ(cal）を３５〜６５（mm）に限定
した。この場合、

【数３】 であって、この式はＧｒｏｓｓｍａｎ氏が１９７９年９
月２５日、日刊工業新聞社初版発行の「焼入性」の３４
頁５行で提唱した式より導かれたものであり、Ｃ％と結
晶粒度（この場合Ｎγ＝８とした）から決まるＤｉ値
に、各種添加元素の影響力を、各元素の倍数に元素量
（重量％）をかけて求めたものである。

【００２７】次に本発明による製造条件について述べ
る。まず熱間圧延時の加熱温度を１２５０℃以下とする
のは１２５０℃を超えると、γ粒の粗大化をきたし、後
の再加熱によって細粒化することが難しくなり、母材靭
性を低下させるためである。なお下限は特に定めないが
１１５０℃以上が望ましい。

【００２８】また、熱間圧延の仕上げ温度を８００℃以
上としたのは、Ｃｕ，Ｎｂ等の析出元素の溶体化を目的
としたためであって、８００℃未満では溶体化が不十分
となる。なお、上限は定めないが１０５０℃以下が望ま
しい。

【００２９】次に熱間圧延後、水冷または空冷するの
は、これによって析出元素を十分に溶体化させるためで
ある。さらにＡｃ₃ 〜１０００℃に再加熱後水冷するの
は、圧延後のγ粒を細粒化し母材靭性向上を計るためで
あって、再加熱温度がＡｃ₃ 未満では圧延後のγ粒がそ
のまま残存し、１０００℃を超えるとγ粒が５０μｍ以
上に粗大化するため母材靭性は改善されない。また水冷
しないと粒２５μｍの大きいフェライトとアッパーベイ
ナイトとの混合組織となるため、母材靭性が低くなる。

【００３０】これによって冷間加工前の強度を６０〜７
０kgf/mm² 程度に低く抑えることができ、その後４０％
以下の冷間加工であれば達成できるが、本発明の目的と
する冷間加工を４０％超とするには、板表面層の硬さの
低下を狙った処理が必要となる。即ち、表面から表面下
５mm以上１０mm以下の領域をＡｃ₃ 〜１２００℃の温度
で加熱してのち空冷によってフェライト及びアッパーベ
イナイト組織として表面硬さを低下させることによる。

【００３１】ここで加熱温度はＡｃ₃ 以下ではフェライ
ト変態による硬さの低下は望めず、１２００℃を超える
とγ粒が１００μｍ以上に粗大化し、変態後のフェライ
ト粒も５０μｍ以上に粗大化し靭性が劣化する。また空
冷しないと本発明の成分系ではフェライトができず、炉
冷すると軟化し過ぎて強度の確保が困難となるので空冷
とする。

【００３２】加熱の深さは、表面下５mmより浅いと４０
％超５０％未満の冷間加工が達成できず、表面下１０mm
より深いと板厚に対して強度低下の割合が大きくなって
８０kgf/mm² の達成が困難となることから、表面から表
面下５mm以上１０mm以下の範囲に指定する。その場合板
厚８０mm以上が必要である。このように表面層近くのみ
を所定の温度に加熱するには例えば高周波表面加熱のよ
うな方法により達成できる。

【００３３】次いで４０％超５０％未満の冷間加工の実
施によって強度を７８〜８６kgf/mm² とするものであ
る。ここで冷間加工とはさきに述べた如く鋼板を冷間加
工において目的とする溶接構造物材の所望の形状にする
ものであり引続き行われる時効熱処理と共に、本発明方
法の構成要件の内、最大の特徴となるものである。

【００３４】即ち前記成分の鋼はこの冷間加工により強
度を１５kgf/mm² 以上上昇させて８０kgf/mm² 以上とす
ることが可能となる。そのための冷間加工として４０％
超あれば十分であり、５０％以上では圧延直角方向の靭
性が低下するので、その量を４０％超５０％未満とし
た。

【００３５】次に６００〜７００℃の時効熱処理を施す
ことにより、その強度は８２〜８８kgf/mm² となり、８
０kgf/mm² 級高張力鋼の製造が可能となる。

【００３６】ここで、時効熱処理による強度の上昇はＣ
ｕ，Ｎｂによる析出硬化によるもので、加熱温度５００
〜５５０℃が最も有効である。しかし、本発明による４
０％超の冷間加工と、表面層におけるフェライト及びア
ッパーベイナイト組織による靭性低下の改善として６０
０℃以上が必要となる。しかし、７００℃以上では８０
kgf/mm² が確保できなくなるので、その温度範囲を６０
０〜７００℃とする。なお、本発明の製造方法によって
得られる高張力鋼は、造管溶接によって得られる溶接鋼
管、溶接によって組立てられる構造物の部材、例えばラ
ック付きのコード材等に適用可能であり、溶接手段とし
ては通常のサブマージアーク溶接法の他、手溶接、ＭＩ
Ｇ溶接法、電子ビーム溶接法等の手段を用いることがで
きる。

【００３７】

【実施例】表１に示す化学成分の鋼Ａ〜Ｇを転炉で溶製
し、分塊圧延して厚さ２００mm×幅１５００mm×長さ３
０００mmのスラブを作り、これ等の各スラブを条件を変
えて熱間圧延して板厚８０mmとし、条件を変えて再加熱
水冷した後表面層を熱処理し、さらに冷間曲げにより半
円状の加工を曲率を変えて行った後、時効熱処理条件を
変えた材料を供試材料として製造した。その製造条件を
表２に示す。

【００３８】以上の条件で製造した半円状の板厚８０mm
材をＪＩＳ５号引張試験片により引張特性を調査し、ま
たＪＩＳ４号フルサイズシャルピー試験片により圧延直
角方向の１／４ｔ部の母材靭性を調査した。

【００３９】次に上記半円状の材料２枚を板厚１７７．
８mmの８０kgf/mm² 鋼のラック材を支持するように隅肉
サブマージアーク溶接により取り付けて海洋構造物の脚
部材を製作した。該部材の形状、寸法は図１（Ａ），
（Ｂ）に示す通りであって、同図（Ａ）は斜面図、
（Ｂ）は平面図であり、図中ａは冷間加工を受けた半円
状材料、ｂはラック材、ｃは該ラック材に形成されたラ
ック、ｄは隅肉溶接金属であり、寸法はmmで表わされて
いる。

【００４０】溶接条件としては半円状材料に１０°のレ
型開先をとりフラックスは焼成型フラックスで溶接ワイ
ヤは８０kgf ワイヤの組合せで入熱を４５kJ／cmとした
サブマージアーク溶接を行った。そして溶接ボンド部の
靭性はＪＩＳ４号シャルピー試験片により１／４ｔ部を
調査した。その結果を表３に示す。

【００４１】

【表１】

【００４２】

【表２】

【００４３】

【表３】

【００４４】同表から明らかな如く、本発明によれば、
４０％超の冷間曲げで表面割れは無く、母材の強度が８
０kgf 以上を確保し、溶接ボンド靭性も比較例に比べて
格段に改善され、しかも母材靭性も十分である。比較例
は冷間曲げで表面割れが発生し、あるいは母材強度及び
溶接ボンド部靭性が低くなっている。

【００４５】

【発明の効果】本発明によれば、ボンド部靭性を従来材
に比べ格段に改善した高張力鋼を提供することが可能と
なるものであり、産業上その硬化は極めて顕著である。

【図面の簡単な説明】

【図１】実施例において製作された構造物の形状、寸法
を示す図で（Ａ）は斜視図、（Ｂ）は平面図である。

【符号の説明】

ａ 半円状材料 ｂ ラック材 ｃ ラック ｄ 隅肉溶接金属 Ｄ 直径

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量（％）で Ｃ ：０．０４〜０．０７％、 Ｓｉ：０．０５〜０．４０％、 Ｍｎ：０．８〜１．５％、 Ｎｉ：０．５〜１．８％、 Ｃｕ：０．８〜１．７％、 Ｍｏ：０．０５〜０．２％、 Ａｌ：０．００５〜０．０５％、 Ｎｂ：０．００５〜０．０１５％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、 Ｎ ：０．００１０〜０．００５０％ 残部がＦｅからなり、これ等の成分による焼入れ臨界直
   径Ｄｉ(cal）が３５〜６５（mm）である鋼片を、加熱温
   度１２５０℃以下、仕上げ温度８００℃以上の温度で板
   厚８０mm以上の範囲で熱間圧延して水冷または空冷し、
   加熱温度Ａｃ₃〜１０００℃に再加熱水冷したのち、さ
   らに表面から表面下５mm以上１０mm以下の領域をＡｃ₃
   〜１２００℃の温度で加熱してのち空冷し、４０％超５
   ０％未満の冷間加工を実施してから加熱温度６００〜７
   ００℃で時効熱処理を施すことを特徴とした構造物用高
   張力鋼の製造方法。但し 【数１】