JPH0670249B2 - 靭性に優れた調質型高張力鋼板の製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 ＜産業上の利用分野＞ この発明は、降伏強度:90kgf/mm²，引張強度:97kgf/mm²
以上並びに衝撃遷移温度：−60℃以下の性能を有する高
張力鋼板の製造方法に係り、特に、上記性能を有する板
厚:40mm以上の厚肉高張力鋼板を安定して量産するのに
好適な調質型高張力鋼板の製造方法に関するものであ
る。

＜従来技術とその課題＞ 近年、溶接構造物の大型化傾向は益々著しくなってお
り、これらに使用される構造用鋼板はより一層のハイテ
ン化並びに厚肉化の一途をたどっている。例えば、揚水
発電所の水圧鉄管に180mm厚の80kgf/mm²級高張力鋼板が
使用されたりジャキアップリグ型石油掘削リグのラック
材に100〜150mmの厚さの80kgf/mm²級高張力鋼板が使用
されたりするに至っている。

しかしながら、現在のところ一般的に使用されている高
張力鋼板は60kgf/mm²級材及び80kgf/mm²級材に留まって
おり、大型化が著しい近年の溶接構造物に対してより強
度の高い高張力鋼板の適用が望まれているにも係わらず
未だ100kgf/mm²級材の使用に至っていない。これは、厚
肉鋼板において ａ）降伏強度:90kgf/mm²以上，引張強度:97kgf/mm²以上
と言う100kgf/mm²級材の要求強度を工業的に安定して確
保することが困難である， ｂ）例えこのような高強度を付与し得たとしても、同時
に十分な低温靭性をも確保することはより一層困難であ
る。

ｃ）更に、該鋼板に溶接施工上問題とならないだけの良
好な溶接性を付与することも極めて困難である， 等の問題点が克服できなかったことによるものである。

つまり、40mm厚を超える板厚の100kgf/mm²級高張力鋼板
を製造するに当っては、板厚中心部に強度確保を図るた
めに焼入れ性の高い成分設計を行う必要があるが、厚肉
材のため焼入れに際しての表層部と中心部との冷却速度
に大きな差が生じ、中心部の強度を確保しようとすると
表層部の強度が高くなり過ぎて低温靭性が中心部より著
しく劣化する結果となる。更に、上記方針の下で設計さ
れた成分系の鋼では炭素当量〔Ceq〕が高くなってしま
うので溶接性にも問題が生じてしまう。そのため、40mm
厚を超える肉厚の100kgf/mm²級高強度高靭性厚肉鋼板を
溶接性の問題なしに安定製造し得る手段を見出すこと
が、この分野における最大の課題の一つとなっていた。

＜課題を解決するための手段＞ そこで、本発明者等は上述のような観点から、降伏強
度:90kgf/mm²，引張強度:97kgf/mm²以上及び衝撃遷移温
度：−60℃以下の性能を有し、特に板厚が40mmを超える
場合にも前記性能を安定して付与することができる厚肉
高張力鋼板の製造手段を提供すべく鋭意研究を重ねた結
果、次に示す如き知見を得るに至った。即ち、 （ａ）所望の溶接性を確保した上でコスト的にも実用的
な100kgf/mm²級の高張力鋼を得るには強化元素の多量添
加手段等は不適当であり、溶接割れ感受性指数〔P_CM〕
を0.31以下に抑えた成分系の素材鋼を用い、焼入れによ
り鋼材組織をマルテンサイト組織化することが欠かせな
いこと， （ｂ）しかし、厚肉鋼板を焼入れする場合には板厚中心
部と表面部とで冷却速度にどうしても差が生じてしまう
ため、中心部での十分な強度確保を図ると表面部では焼
きが入りすぎて低温靭性の劣化を招くが、この際、焼入
れ時のγ粒径を極力小さくすることによって細粒のマル
テンサイト組織が得られるような手立てを講じると、焼
きが過度になりがちな鋼材表面部においても十分に満足
できる低温靭性が維持され、厚肉高張力鋼板に必要な
“板厚方向全体に亘っての良好な強度−靭性バランス”
が確保されること， （ｃ）そして、焼入れ時に所望の細粒γ粒を実現するた
めには、Nb添加によって鋼材加熱時におけるγ粒の成長
を抑制すると同時に、事前に一旦焼入れ処理を施して加
熱前組織（γ化前の組織）の微細化を図っておくのが極
めて有効であり、このNb添加と二回焼入れによる相乗効
果を活用すれば、細粒のγ粒を経て極めて微細なマルテ
ンサイト組織の確保が安定して可能となること， （ｄ）ただ、この場合、第一回目焼入れは熱間圧延に引
き続いてそのまま実施する直接焼入れによることが工業
的に有利であること， （ｅ）また、第二回目焼入れ前のγ粒を微細に保つには
第二回目焼入れを比較的低温のγ域から行うのが良い
上、溶接性の観点から鋼のP_CMを0.31以下に抑える必要
があるため、焼入れの効果が不十分となって100kgf/mm²
級の強度が確保できなくなる懸念もあるが、この問題は
焼入れ性向上元素であるＢの添加により極めて効果的に
解消されること。

本発明は、「100kgf/mm²級の厚肉高張力鋼板にて優れた
低温靭性を実現するためには細粒なオーステナイト
（γ）粒から変態したマルテンサイト組織を得ることが
重要であり、また溶接性の低下を伴うことなく高強度を
得るための焼入れ性向上を図るにはＢが有する焼入れ性
改善効果の活用が欠かせない」との認識を強めた上記知
見等に基づく更なる研究によって完成されたものであ
り、 「C:0.08〜020％（以降、成分割合を表わす％は重量％
とする）， Si:0.30％以下、 Mn:0.40〜1.20％， Cu:0.5％以下， Ni:0.40〜3.50％， Cr:0.10〜1.20％， Mo:0.05〜0.8％， V:0.005〜0.1％， Nb:0.005〜0.03％， sol.Al:0.01〜0.10％， B:0.0003〜0.0030％， P:0.01％以下、 S:0.005％以下， N:0.004％以下 で残部が実質的にFeから成り、かつ式 P_CM＝Ｃ（%）＋Si（%）/30＋Mn（%）/20＋Cu（%）/20＋
Ni（%）/60＋Cr（%）/20＋Mo（%）/15＋Ｖ（%）/10＋５
×Ｂ（%） にて表わされるP_CMが0.31％以下である鋼を、第１図で
示すように1000℃以上に加熱して熱間圧延し、900℃以
上の温度域において30％以上の累積圧下を与えると共に
800℃以上の温度域から所定板厚に仕上圧延した後、そ
のまま板厚中心部の冷却速度:3℃/sec以上で600℃以下
にまで冷却し、次いでAc₃点〜950℃の温度域に再加熱し
て水焼入れを行い、引き続いてAc₁点以下の温度で焼戻
しすることにより、板厚が40mm厚を超えるものであって
も降伏強度:90kgf/mm²以上，引張強度:97kgf/mm²並びに
衝撃遷移温度：−60℃以下の性能を安定して示す上、良
好な溶接性をも有する高張力鋼板を工業的規模で量産し
得るようにした点」に特徴を有している。

次に、本発明において高張力鋼板の製造条件を前記の如
くに限定した理由を、その裏付けとなった作用と共に説
明する。

＜作用＞ Ａ）素材綱の成分組成 ａ）Ｃ Ｃは鋼板の強度を確保する上で必要な元素であるが、そ
の含有量が0.08％未満では100kgf/mm²級高張力鋼として
の必要強度を確保することができず、一方、0.20％を超
えて含有させると溶接低温割れを生じるようになること
から、Ｃ含有量は0.08〜0.20％と定めた。

ｂ）Si 通常、Siは鋼の脱酸と強度確保のために添加される元素
であるが、脱酸の効果は含有量が0.30％を超えると飽和
傾向を示す。一方、強度については含有量が0.30％を超
えても上昇するが、このような多量の添加は比較的冷却
速度の速い溶接継手部において島状マルテンサイトを生
成させ、溶接継手部靭性を低下させる。このため、Si含
有量は0.30％以下と定めた。

ｃ）Mn Mn成分には鋼の脱酸剤としての作用のほか、焼入性を確
保する作用があるが、その含有量が0.40％未満では前記
作用による所望の効果が得られず、一方、1.20％を超え
て含有させると溶接性及び母材靭性の劣化を招くことか
ら、Mn含有量を0.40〜1.20％と定めた。

ｄ）Cu Cuは靭性を損なうことなく強度を高めるのに有効な元素
であり、微量の添加によっても該効果が確認できるが、
0.5％を超えて添加してもコストアップに見合うだけの
強度上昇効果が得られないばかりか、高温延性に悪影響
を及ぼし、連鋳スラブの表面割れを生じて鋼材の歩留を
低下させるようになることから、Cu含有量は0.5％以下
と定めた。

ｅ）Ni Ni成分には鋼の焼入れ性確保と低温靭性の改善作用があ
るが、その含有量が0.40％未満では40mm厚以上の100kgf
/mm²級高張力鋼板に必要強度を確保することができず、
一方、3.50％を超えて添加してもコストアップに見合う
だけの強度上昇と靭性改善の効果が得られないため、Ni
含有量は0.40〜3.50％と定めた。

ｆ）Cr Cr成分には鋼の焼入性と強度を確保する作用があるが、
その含有量が0.10％未満では前記作用による所望の効果
が得られず、一方、1.20％を超えて含有させると溶接性
に悪影響を及ぼすようになることから、Cr含有量は0.10
〜1.20％と定めた。

ｇ）Mo Moは鋼の焼入性を増加させると共に、焼戻し軟化抵抗を
高めて所望強度を確保する上で有効な元素であるが、そ
の含有量が0.05％未満では十分な前記効果が得られず、
一方、0.8％を超えて含有させても強度上昇の効果が飽
和傾向を示すだけでなく溶接性を著しく劣化させること
から、Mo含有量は0.05〜0.8％と定めた。

ｈ）Ｖ Ｖは鋼に強度を確保のために添加される元素であるが、
その含有量が0.005％未満では所望強度の確保が困難で
あり、一方、0.1％を超えて含有させると母材靭性及び
溶接性を著しく劣化させることから、Ｖ含有量は0.005
〜0.1％と定めた。

ｉ）Nb Nb成分には、微細析出物としてオーステナイト（γ）領
域に存在することにより、そのピン止め効果によってオ
ーステナイト粒の成長を抑制しオーステナイト粒を細粒
化する作用があるが、Nb含有量が0.005％未満では前記
作用による所望の効果が得られず、一方、0.03％を超え
て含有させると溶接性を著しく損なうようになることか
ら、Nb含有量は0.005〜0.03％と定めた。

ｊ）sol.Al Al成分には鋼の脱酸作用と共にオーステナイト粒を微細
化して靭性を向上させる作用があるが、その含有量が0.
01％未満では前記作用による所望の効果が得られず、一
方、0.10％を超えて含有させると逆のアルミナ等の脱酸
生成物増加により靭性が損なわれるようになることか
ら、sol.Al含有量を0.01〜0.10％と定めた。

ｋ）Ｂ Ｂは微量添加で大幅に鋼の焼入性を向上させる元素であ
り、鋼の強度・靭性を向上させるのに非常に有効な成分
であるが、その含有量が0.0003％未満では鋼に所望の強
度・靭性を確保することができず、一方、0.003％を超
えて含有させてもその効果が飽和することから、Ｂは含
有量は0.0003〜0.003％と定めた。

１）Ｐ Ｐは鋼の焼戻し脆性を促進して靭性を劣化させる不純物
元素である。特に高強度鋼ではその影響を受けやすい。
ただ、Ｐ含有量を0.01％以下に抑えてことによって前記
悪影響が容認し得る程度に抑制されることから、Ｐ含有
量は0.01％以下と限定した。

ｍ）Ｓ Ｓは、通常、鋼中においてMnSの形態で存在し、圧延に
より展伸されて靭性の異方性を生じる不純物元素であ
る。そして、高強度鋼においては特に展伸した介在物が
著しい靭性劣化の原因となるが、Ｓ含有量を0.005％以
下に抑えることによって該悪影響を容認し得る程度に抑
制されることから、Ｓ含有量は0.005％以下と限定し
た。

ｎ）Ｎ Ｎを0.004％以下にすることは、鋼の焼入性を高め母材
の強度と靭性向上に極めて有効な手段である。即ち、Ｎ
含有量を0.004％以下にすると共にsol.Al含有量を0.01
〜0.10％に調整することによって固溶Ｂ量を0.0003％以
上とすることができ、焼入性の著しい向上が達成され
る。また、Ｎ量を0.004％以下に低減するとAlNの粗大化
が抑制されて靭性も向上する。更に、低Ｎ化によってVN
の生成が抑制されるので通常のオーステナイト化温度で
Ｖが均一固溶するようになり、従ってＶの添加量を削減
できる効果も確保できる。このようなことから、Ｎ含有
量は0.004％以下と限定した。

ｏ）溶接割れ感受性指数〔P_CM〕 P_CM＝Ｃ（%）＋Si（%）/30＋Mn（%）/20＋Cu（%）/20 ＋Ni（%）/60＋Cr（%）/20＋Mo（%）/15 ＋Ｖ（%）/10＋５×Ｂ（%） に表わされるＰ_CMが0.31％を超えた場合には溶接性が著
しく劣化し、実用上問題となることから、上記P_CMを0.3
1％以下と定めた。Ｂ）圧延・熱処理条件 ａ）圧延加熱温度 圧延に際してはＶ炭窒化物やBN等の固溶を図るために高
温加熱することが望まれるが、該加熱温度が1000℃未満
では上記析出物の十分な固溶がなされないことから、圧
延加熱温度は1000℃以上と定めた。

ｂ）圧延圧下量 良好な溶接性を有する40mm厚以上の厚肉高靱性高張力鋼
板をも安定して製造できるようにするのが本発明の狙い
であるが、肉厚鋼板の場合には所定厚までの加工では鍛
練比不足となって十分な細粒化を図れないことがある。
そして、本発明においては細粒のマルテンサイト組織を
得ることが重要なポイントであるため、先にも述べたよ
うにその前組織をできるだけ均一微細にしておく必要が
ある。このためには900℃以上の温度域で30％以上の圧
下を加える必要があり、従って直接焼入れを適用する場
合はγ粒の再結晶を促進すべく900℃以上の温度域で30
％以上の累積圧下を与えることと定めた。

ｃ）圧延仕上温度及び急冷条件 本発明は、特定成分組成鋼を800℃以上の温度域で所定
の板厚に仕上圧延し、圧延後600℃以下の温度にまで急
冷（例えば水冷）することを特徴としているが、これ
は、引き続く再加熱焼入れの際に該再加熱の前の組織が
マルテンサイト或いはベイナイトと言う焼入れ組織にな
っていると再加熱時におけるα→γ逆変態でのγの核生
成サイトの数がフェライト＋パーライト組織の場合に比
較して多く生じるので、γ化後の粒成長時にそれらが互
いに衝突して成長が阻害され、結局得られる粒径が小さ
くなるとの事実に基づいた条件である。つまり、最終組
織を細粒のマルテンサイト組織とするのに必要な「再加
熱時のγ粒を細粒化する」との条件を達成するために
は、再加熱前の状態ではフェライトの生成を抑制してお
くことが重要である。そこで、圧延中にフェライトの生
成を起こさせないためγ域である800℃以上の温度で圧
延を仕上げる必要があり、圧延後の冷却中におけるフェ
ライトの生成を抑制してマルテンサイト或いはベイナイ
ト組織にするためには圧延終了後そのまま600℃以下の
温度にまで急冷（水冷等）することを要する。この場
合、仕上圧延温度が800℃未満であったり、圧延後の冷
却速度が板厚中心部で３℃/secよりも遅かったり、或い
は急冷停止温度が600℃よりも高かったりすると所望の
マルテンサイト又はベイナイト組織が得られず、続く再
加熱において生成するγ粒が微細とはならない。

ｄ）再加熱焼入れ条件 再加熱焼入れは、細粒γからの焼入れで細粒のマルテン
サイト変態組織を得ることを狙いとしてしている。通
常、焼入れはγ域に加熱して水焼入れ或いは油焼入れを
するが、そのためにはAc₃点以上の温度に加熱する必要
があり、また1000℃を超える温度に加熱するとγ粒が粗
大化して焼入れ後に得られるマルテンサイト組織が粗く
なり、低温靭性を損なうことになる。従って、再加熱時
の温度をAc₃点〜1000℃と定めた。

ｅ）焼戻し温度 焼戻し処理は、焼入れによって導入された歪を除去し、
かつ炭化物を微細に析出させることにより強度−靭性バ
ランスを改善するために実施される。そして、この焼戻
しは一般にAc₁点以下の温度域で行われるのが常であ
り、この温度を上回った場合には前記バランスに支障を
来たすようになることから、本発明においても焼戻し温
度をAc₁点以下の温度と定めた。

続いて、本発明を実施例によって更に具体的に説明す
る。

＜実施例＞ まず、常法に従って第１表に示される成分組成のスラブ
を得た後、これらを第２表に示す条件で処理して厚肉鋼
板を製造した。

次に、得られた各鋼板から試験片を切り出して機械的性
質の測定及び溶接性の評価を行い、その結果を第２表に
併せて示した。

なお、溶接性の評価はｙ開先拘束割れ試験によって行っ
たが、ｙ開先拘束割れ試験は、各鋼板より採取した斜め
ｙ開先拘束割れ試験片を125℃に予熱後、入熱量:17KJ/c
mで手溶接し（電流:170A,電圧:25V,速度:15cm/min）、
この際の表面割れ、ルート割れ及び断面割れの有無を調
べる条件の下で実施した。

第２表に示される結果からも明らかなように、本発明で
規定する条件通りに製造された厚肉鋼板の溶接割れが認
められず、かつ所望の強度（降伏強度:90kgf/mm²以上，
引張強度:97kgf/mm²以上）及び靭性（衝撃遷移温度：−
60℃以下）を満足しており、母材性能及び溶接性が共に
良好な結果を示していることが分かる。

これに対して、同様成分組成鋼を用いたとしても処理方
法が本発明の規定から外れると目標性能が達成できなく
なる。

例えば、試験番号５のように圧延後の冷却を空冷（板厚
中心部の冷却速度が３℃/minを超える）にすると、再加
熱焼入れの前組織が焼入れ組織でないため再加熱時のγ
粒の細粒化が図れず、再加熱焼入れによっても細粒のマ
ルテンサイト組織が得られないので強度を満足しても所
望靭性が確保できない。また、試験番号６では圧延後の
冷却が空冷（板厚中心部の冷却速度が３℃/minを超え
る）である上、冷却が825℃から行われたため焼入れ不
足となり、所望強度そのものが得られない。更に、試験
番号７では圧延後水冷されて所定の冷却速度の急冷がな
されているが、再加熱焼入れ後の焼戻し温度が780℃とA
c₁点よりも高いので十分な強度も確保されていない。そ
して、試験番号８では、900℃以上の圧下量が25％と低
いために圧延によるγ粒の細粒化が図れなかったことに
加え、圧延仕上温度が725℃とAr₃点よりも低かったため
に圧延途中にフェライトが生じてしまって圧延後直ちに
水冷を実施したにも係わらず所望の焼入れ組織を得られ
ず、従って再加熱焼入れ時にγ粒の細粒化が図れないで
細粒のマルテンサイト組織が得られなかったため、強度
は満足できても所望靭性が確保できていない。

一方、試験番号９〜12は素材鋼の成分組成が本発明で規
定する範囲を外れている場合の例であるが、これらの結
果からも分かるように、素材鋼の成分組成が本発明で規
定する範囲を外れると所望靭性を満足できないばかり
か、所望強度の達成を主眼とした成分設計をしてP_CM値
を制限しなかったために溶接性の点でも満足できないこ
とが分かる。

＜効果の総括＞ 以上に説明した如く、この発明に係る高張力鋼板の製造
方法によれば、降伏強度:90kgf/mm²以上，引張強度:97k
gf/mm²以上並びに衝撃遷移温度：−60℃以下の優れた性
能を有し、かつ良好な溶接性を示す厚肉（例えば板厚:4
0mm以上）高張力鋼板をも安定して製造することが可能
となるなど、産業上極めて有用な効果をもたらされる。

【図面の簡単な説明】

第１図は、本発明に係る高張力鋼板製造条件の説明図で
ある。

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】重量割合にて C:0.08〜0.20％， Si:0.30％以下， Mn:0.40〜1.20％， Cu:0.5％以下， Ni:0.40〜3.50％， Cr:0.10〜1.20％， Mo:0.05〜0.8％， V:0.005〜0.1％， Nb:0.005〜0.03％， so1.Al:0.01〜0.10％， B:0.0003〜0.0030％， P:0.01％以下， S:0.005％以下， N:0.004％以下 で残部が実質的にFeから成り、かつ式 P_CM＝Ｃ（%）＋Si（%）/30＋Mn（%）/20＋Cu（%）/20 ＋Ni（%）/60＋Cr（%）/20＋Mo（%）/15 ＋Ｖ（%）/10＋５×Ｂ（%） にて表わされるP_CMが0.31％以下である鋼を、1000℃以
   上に加熱して熱間圧延し、900℃以上の温度域において3
   0％以上の累積圧下を与えると共に800℃以上の温度域か
   ら所定板厚に仕上圧延した後、そのまま板厚中心部の冷
   却速度:3℃/sec以上で600℃以下にまで冷却し、次いでA
   c₃点〜950℃の温度域に再加熱して水焼入れを行い、引
   き続いてAc₁点以下の温度で焼戻しすることを特徴とす
   る、靭性に優れた調質型高張力鋼板の製造方法。