JPH11241118A - 溶接部靭性に優れた高張力鋼の製造方法 - Google Patents
溶接部靭性に優れた高張力鋼の製造方法Info
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- JPH11241118A JPH11241118A JP4536698A JP4536698A JPH11241118A JP H11241118 A JPH11241118 A JP H11241118A JP 4536698 A JP4536698 A JP 4536698A JP 4536698 A JP4536698 A JP 4536698A JP H11241118 A JPH11241118 A JP H11241118A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】溶接部靭性、特に脆性破壊発生抵抗に優れた高
張力鋼の新しい製造方法を提供する。 【解決手段】重量% で、0.01〜0.1%,Si:0.01〜0.1%,Mn:
1 〜2%,S≦0.005%, Cu≦1%, Ni≦2%,sol.Al:0.005 〜0.
06%, N≦0.004%,Ti:0.005 〜0.025%とを含有し、かつ、
不可避的に混入する B≦0.0005% に規制し、残部Feおよ
び不可避的不純物からなる連続鋳造鋼片を、1050〜1250
℃の温度に加熱し、次いで900 ℃以下の温度範囲で累積
圧下率25% 以上の熱間圧延を施す。その後直ちに1 〜50
℃／秒の冷却速度で550 ℃以下の温度まで強制冷却し、
次いで、500 ℃〜Ac1 以下の温度で時効処理を施す。
張力鋼の新しい製造方法を提供する。 【解決手段】重量% で、0.01〜0.1%,Si:0.01〜0.1%,Mn:
1 〜2%,S≦0.005%, Cu≦1%, Ni≦2%,sol.Al:0.005 〜0.
06%, N≦0.004%,Ti:0.005 〜0.025%とを含有し、かつ、
不可避的に混入する B≦0.0005% に規制し、残部Feおよ
び不可避的不純物からなる連続鋳造鋼片を、1050〜1250
℃の温度に加熱し、次いで900 ℃以下の温度範囲で累積
圧下率25% 以上の熱間圧延を施す。その後直ちに1 〜50
℃／秒の冷却速度で550 ℃以下の温度まで強制冷却し、
次いで、500 ℃〜Ac1 以下の温度で時効処理を施す。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、特に海洋構造物鋼
材として好適である、溶接部靭性に優れた高張力鋼の製
造方法に関する。
材として好適である、溶接部靭性に優れた高張力鋼の製
造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】近年、経済性、安全性、および構造物の
大型化等の面から溶接構造物において高張力鋼が使用さ
れてきている。これら溶接構造物には高強度化に加え、
安全性と作業性の面から低温靭性が要求され、特に海洋
構造物においては溶接部の低温靭性を安定に確保するこ
とが必須である。
大型化等の面から溶接構造物において高張力鋼が使用さ
れてきている。これら溶接構造物には高強度化に加え、
安全性と作業性の面から低温靭性が要求され、特に海洋
構造物においては溶接部の低温靭性を安定に確保するこ
とが必須である。
【０００３】すなわち、近年、北海、北極海などの寒冷
海域において海底石油・天然ガス資源の開発が活発に進
められているが、破壊がもたらす被害の大きさから脆性
破壊の危険性に対する考慮が払われ、海洋構造物用鋼材
はその溶接部に極めて高い水準の低温靭性が要求されて
いる。鋼材の低温靭性を評価する有効な手段としては、
英国規格ＢＳ５７６２（１９７９）に規定されているＣ
ＴＯＤ（亀裂先端開口変位）試験が広く適用されてい
る。この試験は、疲労予亀裂を評価部に発生させること
により、極めて微小部分の脆性亀裂発生抵抗性を評価す
る。
海域において海底石油・天然ガス資源の開発が活発に進
められているが、破壊がもたらす被害の大きさから脆性
破壊の危険性に対する考慮が払われ、海洋構造物用鋼材
はその溶接部に極めて高い水準の低温靭性が要求されて
いる。鋼材の低温靭性を評価する有効な手段としては、
英国規格ＢＳ５７６２（１９７９）に規定されているＣ
ＴＯＤ（亀裂先端開口変位）試験が広く適用されてい
る。この試験は、疲労予亀裂を評価部に発生させること
により、極めて微小部分の脆性亀裂発生抵抗性を評価す
る。
【０００４】一方、厚鋼板の溶接は通常多層溶接を行う
ため、溶接熱影響部（ＨＡＺ）には複雑な熱履歴を受け
た局所脆化域が発生する。特に１３５０℃以上に加熱さ
れた結晶粒の粗粒域（ＣＧＨＡＺ）、およびＡｃ1 〜Ａ
ｃ3 の温度に再加熱された粗粒域（Ｉｎｔｅｒｃｒｉｔ
ｉｃａｌ ｒｅｈｅａｔｅｄ ＣＧＨＡＺ）が最も靭性
が劣化する。ＨＡＺ靭性の劣化は結晶粒径、島状マルテ
ンサイト（ＭＡ）や上部べイナイトなどの硬化相などの
影響が大きいことが知られており、例えば、特公昭５５
−２６１６４号公報などでは、微細なＴｉ窒化物を鋼中
に確保することによって、ＨＡＺのオーステナイト粒を
小さくし、靭性を向上させる方法が開示されている。ま
た、特公平４−１４１７９号公報や特開平４−１１６１
３５号公報では、成分を規制することによって島状マル
テンサイトの析出状態を制御する方法が開示されてお
り、特開平３−２６４６１４号公報ではＴｉ窒化物とＭ
ｎＳの複合析出物をフェライトの変態核として活用し、
ＨＡＺ組織を改善する方法が提案されている。
ため、溶接熱影響部（ＨＡＺ）には複雑な熱履歴を受け
た局所脆化域が発生する。特に１３５０℃以上に加熱さ
れた結晶粒の粗粒域（ＣＧＨＡＺ）、およびＡｃ1 〜Ａ
ｃ3 の温度に再加熱された粗粒域（Ｉｎｔｅｒｃｒｉｔ
ｉｃａｌ ｒｅｈｅａｔｅｄ ＣＧＨＡＺ）が最も靭性
が劣化する。ＨＡＺ靭性の劣化は結晶粒径、島状マルテ
ンサイト（ＭＡ）や上部べイナイトなどの硬化相などの
影響が大きいことが知られており、例えば、特公昭５５
−２６１６４号公報などでは、微細なＴｉ窒化物を鋼中
に確保することによって、ＨＡＺのオーステナイト粒を
小さくし、靭性を向上させる方法が開示されている。ま
た、特公平４−１４１７９号公報や特開平４−１１６１
３５号公報では、成分を規制することによって島状マル
テンサイトの析出状態を制御する方法が開示されてお
り、特開平３−２６４６１４号公報ではＴｉ窒化物とＭ
ｎＳの複合析出物をフェライトの変態核として活用し、
ＨＡＺ組織を改善する方法が提案されている。
【０００５】また、米国石油協会では、ＡＰＩＲＰ ２
Ｚ（１９８７）において、ＣＧＨＡＺが予亀裂の先端に
一定の割合以上にするように加工の詳細な規定が盛り込
まれている。極寒地で使用される海洋構造物用鋼材のよ
うに、厳格な脆性破壊発生特性の評価が必要な場合、前
述の先行技術によってシャルピー衝撃試験が高い靭性が
得られた場合でも必要な脆性亀裂発生特性を得られない
場合があり、ＣＴＯＤ特性を安定に確保する技術が不可
欠である。これに対し、特開平５−２４７５３１号公報
や特開平６−２８５６０２号公報では、小〜中入熱の多
層盛溶接部においてＣＴＯＤ値が安定に確保される鋼の
製造技術を開示している。
Ｚ（１９８７）において、ＣＧＨＡＺが予亀裂の先端に
一定の割合以上にするように加工の詳細な規定が盛り込
まれている。極寒地で使用される海洋構造物用鋼材のよ
うに、厳格な脆性破壊発生特性の評価が必要な場合、前
述の先行技術によってシャルピー衝撃試験が高い靭性が
得られた場合でも必要な脆性亀裂発生特性を得られない
場合があり、ＣＴＯＤ特性を安定に確保する技術が不可
欠である。これに対し、特開平５−２４７５３１号公報
や特開平６−２８５６０２号公報では、小〜中入熱の多
層盛溶接部においてＣＴＯＤ値が安定に確保される鋼の
製造技術を開示している。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、特開平
５−２４７５３１号公報や特開平６−２８５６０２号公
報に開示の、極低Ａｌ化やＴｉ酸化物の微細分散化は非
常に困難であるとともに、製造安定性の観点から好まし
くない。
５−２４７５３１号公報や特開平６−２８５６０２号公
報に開示の、極低Ａｌ化やＴｉ酸化物の微細分散化は非
常に困難であるとともに、製造安定性の観点から好まし
くない。
【０００７】また、近年、開発が計画されているサハリ
ン沖の石油・天然ガス開発プロジェクトでは要求されて
いる限界ＣＴＯＤ値は靭性保証温度−４０℃において
０．２５ｍｍ以上と厳しい条件となっており、−４０℃
以下の温度においてもＣＴＯＤ特性に優れた鋼材を安定
に製造できる方法は開示されていない。本発明の目的
は、前述のような技術の現状に対して、溶接部靭性、特
に脆性破壊発生抵抗に優れた高張力鋼の新しい製造方法
を提供することにある。
ン沖の石油・天然ガス開発プロジェクトでは要求されて
いる限界ＣＴＯＤ値は靭性保証温度−４０℃において
０．２５ｍｍ以上と厳しい条件となっており、−４０℃
以下の温度においてもＣＴＯＤ特性に優れた鋼材を安定
に製造できる方法は開示されていない。本発明の目的
は、前述のような技術の現状に対して、溶接部靭性、特
に脆性破壊発生抵抗に優れた高張力鋼の新しい製造方法
を提供することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】前記課題を解決し目的を
達成するために、本発明は以下に示す手段を用いてい
る。 （１）本発明の製造方法は、重量％で、Ｃ：０．０１〜
０．１％と、Ｓｉ：０．０１〜０．１％と、Ｍｎ：１〜
２％と、Ｓ：０．００５％以下と、Ｃｕ：１％以下と、
Ｎｉ：２％以下と、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．０
６％と、Ｎ：０．００４％以下と、Ｔｉ：０．００５〜
０．０２５％とを含有し、かつ、不可避的に混入するＢ
を０．０００５％以下に規制し、残部Ｆｅおよび不可避
的不純物からなる鋼を製造する方法において、該連続鋳
造鋼片を、１０５０〜１２５０℃の温度に加熱し、次い
で９００℃以下の温度範囲で累積圧下率２５％以上の熱
間圧延を行う工程と、熱間圧延された鋼を、直ちに１〜
５０℃／秒の冷却速度で５５０℃以下の温度まで強制冷
却する工程と、強制冷却された鋼を、５００℃〜Ａｃ1
以下の温度で時効処理する工程と、を備えたことを特徴
とする、溶接部靭性に優れた高張力鋼の製造方法であ
る。
達成するために、本発明は以下に示す手段を用いてい
る。 （１）本発明の製造方法は、重量％で、Ｃ：０．０１〜
０．１％と、Ｓｉ：０．０１〜０．１％と、Ｍｎ：１〜
２％と、Ｓ：０．００５％以下と、Ｃｕ：１％以下と、
Ｎｉ：２％以下と、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．０
６％と、Ｎ：０．００４％以下と、Ｔｉ：０．００５〜
０．０２５％とを含有し、かつ、不可避的に混入するＢ
を０．０００５％以下に規制し、残部Ｆｅおよび不可避
的不純物からなる鋼を製造する方法において、該連続鋳
造鋼片を、１０５０〜１２５０℃の温度に加熱し、次い
で９００℃以下の温度範囲で累積圧下率２５％以上の熱
間圧延を行う工程と、熱間圧延された鋼を、直ちに１〜
５０℃／秒の冷却速度で５５０℃以下の温度まで強制冷
却する工程と、強制冷却された鋼を、５００℃〜Ａｃ1
以下の温度で時効処理する工程と、を備えたことを特徴
とする、溶接部靭性に優れた高張力鋼の製造方法であ
る。
【０００９】（２）本発明の製造方法は、鋼成分とし
て、重量％でさらに、Ｃｒ：０．１〜０．５％、Ｍｏ：
０．０５〜０．３％、Ｖ：０．０１〜０．１％、Ｎｂ：
０．００５〜０．０４％、Ｃａ：０．０００５〜０．０
０５％、及びＲＥＭ：０．００３〜０．０３％の群から
選択された少なくとも１種以上を含有することを特徴と
する、溶接部靭性に優れた高張力鋼の製造方法である。
て、重量％でさらに、Ｃｒ：０．１〜０．５％、Ｍｏ：
０．０５〜０．３％、Ｖ：０．０１〜０．１％、Ｎｂ：
０．００５〜０．０４％、Ｃａ：０．０００５〜０．０
０５％、及びＲＥＭ：０．００３〜０．０３％の群から
選択された少なくとも１種以上を含有することを特徴と
する、溶接部靭性に優れた高張力鋼の製造方法である。
【００１０】
【発明の実施の形態】本発明者らは、上記課題を解決す
るために鋭意研究を重ねた結果、次のような知見を得る
に至った。 （１）連続鋳造鋼片の加熱温度を１０５０〜１２５０℃
とすることにより鋼板内部の化学組成の均一化を図り異
常組織の生成を防止する。
るために鋭意研究を重ねた結果、次のような知見を得る
に至った。 （１）連続鋳造鋼片の加熱温度を１０５０〜１２５０℃
とすることにより鋼板内部の化学組成の均一化を図り異
常組織の生成を防止する。
【００１１】（２）Ｓｉ添加量を０．０１〜０．１重量
％とすることによりＭＡ（島状マルテンサイト）の生成
を抑制する。 （３）Ｎ量を０．００４重量％以下およびｓｏｌ．Ａｌ
量を０．００５〜０．０６重量％とすることにより転位
を固着して靭性の劣化を招くｆｒｅｅ−Ｎ量を低減す
る。 （４）Ｔｉ添加＋不可避的混入Ｂの規制（５ｐｐｍ以
下）によりＣＧＨＡＺの粗大化を抑制する。
％とすることによりＭＡ（島状マルテンサイト）の生成
を抑制する。 （３）Ｎ量を０．００４重量％以下およびｓｏｌ．Ａｌ
量を０．００５〜０．０６重量％とすることにより転位
を固着して靭性の劣化を招くｆｒｅｅ−Ｎ量を低減す
る。 （４）Ｔｉ添加＋不可避的混入Ｂの規制（５ｐｐｍ以
下）によりＣＧＨＡＺの粗大化を抑制する。
【００１２】以上のすべてを満足して製造された高張力
鋼は脆性破壊発生抵抗に極めて優れることを見い出し
た。この知見に基づき、本発明者らは、Ｓｉ，Ｎ，ｓｏ
ｌ．Ａｌ，Ｔｉ，Ｂ量を特定した鋼に施す熱間圧延条
件、冷却条件、及び時効処理条件を一定範囲内に制御す
るようにして、フェライトの粗大化による靭性の劣化防
止と母材強度の強度・靭性バランスを調整し、従来の鋼
に比較してＣＴＯＤ値が高く、溶接部靭性に極めて優れ
た高張力鋼の製造方法を見出し、本発明を完成させた。
すなわち、本発明は、鋼組成及び製造条件を下記範囲に
限定することにより、溶接部靭性、特に脆性破壊発生抵
抗に優れた高張力鋼の新しい製造方法を提供することが
できる。
鋼は脆性破壊発生抵抗に極めて優れることを見い出し
た。この知見に基づき、本発明者らは、Ｓｉ，Ｎ，ｓｏ
ｌ．Ａｌ，Ｔｉ，Ｂ量を特定した鋼に施す熱間圧延条
件、冷却条件、及び時効処理条件を一定範囲内に制御す
るようにして、フェライトの粗大化による靭性の劣化防
止と母材強度の強度・靭性バランスを調整し、従来の鋼
に比較してＣＴＯＤ値が高く、溶接部靭性に極めて優れ
た高張力鋼の製造方法を見出し、本発明を完成させた。
すなわち、本発明は、鋼組成及び製造条件を下記範囲に
限定することにより、溶接部靭性、特に脆性破壊発生抵
抗に優れた高張力鋼の新しい製造方法を提供することが
できる。
【００１３】以下に本発明の成分添加理由、成分限定理
由、及び製造条件の限定理由について説明する。 （１）成分組成範囲 Ｃ：０．０１〜０．１％ Ｃは鋼板として必要な強度を得るためには少なくとも
０．０１％必要であるが、溶接性および溶接割れ感受性
を考慮してその上限は０．１％である。 Ｓｉ：０．０１〜０．１％ Ｓｉは脱酸作用及び固溶強化作用を有するが、０．０１
％未満ではその作用が十分ではないので下限は０．０１
％である。しかし、ＨＡＺ（溶接熱影響部）靭性に対し
ては悪影響があり、とくにＣＴＯＤ試験においては影響
が非常に大きい。一方０．１％を超える添加は島状マル
テンサイトの生成を抑制する効果が低減し、ＨＡＺの局
所脆化域の靭性向上が期待できなくなるため、上限は
０．１％である。
由、及び製造条件の限定理由について説明する。 （１）成分組成範囲 Ｃ：０．０１〜０．１％ Ｃは鋼板として必要な強度を得るためには少なくとも
０．０１％必要であるが、溶接性および溶接割れ感受性
を考慮してその上限は０．１％である。 Ｓｉ：０．０１〜０．１％ Ｓｉは脱酸作用及び固溶強化作用を有するが、０．０１
％未満ではその作用が十分ではないので下限は０．０１
％である。しかし、ＨＡＺ（溶接熱影響部）靭性に対し
ては悪影響があり、とくにＣＴＯＤ試験においては影響
が非常に大きい。一方０．１％を超える添加は島状マル
テンサイトの生成を抑制する効果が低減し、ＨＡＺの局
所脆化域の靭性向上が期待できなくなるため、上限は
０．１％である。
【００１４】Ｍｎ：１〜２％ Ｍｎは母材の焼入れ性を確保するために少なくとも１％
必要であるが、過剰な添加は溶接硬化性を著しく劣化さ
せるので、上限は２％である。
必要であるが、過剰な添加は溶接硬化性を著しく劣化さ
せるので、上限は２％である。
【００１５】Ｓ：０．００５％以下 Ｓは有害な不純物でありできるだけ低減するべきであ
る。しかし、その上限が０．００５％であれば、前述の
Ｓｉの効果と後述のＣａの効果により特性（靭性）を良
好に保つことができる。
る。しかし、その上限が０．００５％であれば、前述の
Ｓｉの効果と後述のＣａの効果により特性（靭性）を良
好に保つことができる。
【００１６】Ｃｕ：１％以下 Ｃｕは、過剰な添加は溶接割れ感受性を増大させるた
め、上限は１％である。 Ｎｉ：２％以下 Ｎｉは溶接性を害することなく鋼の強度および靭性を向
上させるだけでなく、熱間圧延中のＣｕ割れを防ぐ元素
であるが、過剰な添加は溶接割れ感受性の増大やコスト
上昇を招くため、その上限は２％である。 Ｎ：０．００４％以下 Ｎは過剰に含有されると転位を固着して靭性の著しい劣
化を招くため、上限は０．００４％以下にする必要があ
る。
め、上限は１％である。 Ｎｉ：２％以下 Ｎｉは溶接性を害することなく鋼の強度および靭性を向
上させるだけでなく、熱間圧延中のＣｕ割れを防ぐ元素
であるが、過剰な添加は溶接割れ感受性の増大やコスト
上昇を招くため、その上限は２％である。 Ｎ：０．００４％以下 Ｎは過剰に含有されると転位を固着して靭性の著しい劣
化を招くため、上限は０．００４％以下にする必要があ
る。
【００１７】ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．０６％ ｓｏｌ．Ａｌは鋼の脱酸に必要であると同時に、ＡｌＮ
の析出によりｆｒｅｅ−Ｎ量を低減させる効果が大き
く、少なくとも０．００５％必要であるが、過剰の添加
は靭性を劣化させるため、上限は０．０６％である。 Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％ Ｔｉは鋼中にＴｉＮとして存在しＨＡＺのオーステナイ
ト粒の成長を抑制する効果があり、少なくとも０．００
５％必要であるが、過剰な添加は、特に多層溶接の場
合、ボンド近傍においてＴｉＮが分解して固溶Ｔｉとな
り靭性の劣化を招くため、その上限は０．０２５％であ
る。 Ｂ：０．０００５％以下 ＢはＴｉと同様に鋼中にＢＮとして存在しｆｒｅｅ−Ｎ
量を低滅させるが、過剰な添加は焼入れ性の向上のみな
らずＨＡＺの著しい硬化を招くため、上限は０．０００
５％である。
の析出によりｆｒｅｅ−Ｎ量を低減させる効果が大き
く、少なくとも０．００５％必要であるが、過剰の添加
は靭性を劣化させるため、上限は０．０６％である。 Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％ Ｔｉは鋼中にＴｉＮとして存在しＨＡＺのオーステナイ
ト粒の成長を抑制する効果があり、少なくとも０．００
５％必要であるが、過剰な添加は、特に多層溶接の場
合、ボンド近傍においてＴｉＮが分解して固溶Ｔｉとな
り靭性の劣化を招くため、その上限は０．０２５％であ
る。 Ｂ：０．０００５％以下 ＢはＴｉと同様に鋼中にＢＮとして存在しｆｒｅｅ−Ｎ
量を低滅させるが、過剰な添加は焼入れ性の向上のみな
らずＨＡＺの著しい硬化を招くため、上限は０．０００
５％である。
【００１８】本発明では、以上を基本成分とするが、必
要に応じて以下の選択成分群から選択された少なくとも
１種以上を含有してもよい。 （選択成分群） Ｃｒ：０．１〜０．５％ Ｃｒは耐食性を向上するほかに、焼入れ性の向上および
析出硬化により母材の強度を高め、その効果を得るため
には少なくとも０．１％必要であるが、過剰な添加はＨ
ＡＺの靭性および硬化性の観点から、その上限は０．５
％である。
要に応じて以下の選択成分群から選択された少なくとも
１種以上を含有してもよい。 （選択成分群） Ｃｒ：０．１〜０．５％ Ｃｒは耐食性を向上するほかに、焼入れ性の向上および
析出硬化により母材の強度を高め、その効果を得るため
には少なくとも０．１％必要であるが、過剰な添加はＨ
ＡＺの靭性および硬化性の観点から、その上限は０．５
％である。
【００１９】Ｍｏ：０．０５〜０．３％ Ｍｏは焼入れ性の向上と析出硬化とにより母材の強度を
高め、その効果を得るためには少なくとも０．０５％必
要であるが、過剰な添加はＨＡＺの靭性を劣化させるた
め、その上限は０．３％である。 Ｖ：０．０１〜０．１％ Ｖは固溶強化および析出硬化により母材の強度を高め、
その効果を得るためには少なくとも０．０１％必要であ
るが、過剰な添加はＨＡＺの多層熱サイクルを受ける部
分が析出によって脆化するため、その上限は０．１％で
ある。 Ｎｂ：０．００５〜０．０４％ Ｎｂは圧延時にＮｂ（Ｃ，Ｎ）として析出しピンニング
効果により再結晶粒の粗大化を防止するだけでなく、析
出硬化により母材の強度を高める。その効果を得るため
には少なくとも０．００５％必要であるが、過剰な添加
はＨＡＺの焼入れ性を上げ、溶接割れ感受性を劣化させ
るので、その上限は０．０４％である。
高め、その効果を得るためには少なくとも０．０５％必
要であるが、過剰な添加はＨＡＺの靭性を劣化させるた
め、その上限は０．３％である。 Ｖ：０．０１〜０．１％ Ｖは固溶強化および析出硬化により母材の強度を高め、
その効果を得るためには少なくとも０．０１％必要であ
るが、過剰な添加はＨＡＺの多層熱サイクルを受ける部
分が析出によって脆化するため、その上限は０．１％で
ある。 Ｎｂ：０．００５〜０．０４％ Ｎｂは圧延時にＮｂ（Ｃ，Ｎ）として析出しピンニング
効果により再結晶粒の粗大化を防止するだけでなく、析
出硬化により母材の強度を高める。その効果を得るため
には少なくとも０．００５％必要であるが、過剰な添加
はＨＡＺの焼入れ性を上げ、溶接割れ感受性を劣化させ
るので、その上限は０．０４％である。
【００２０】Ｃａ：０．０００５〜０．００５％ Ｃａは靭性を劣化させるＭｎＳの形態を変化させる効果
がある。その効果を得るためには少なくとも０．０００
５％必要であるが、過剰な添加は焼入れ性の低下を招く
ため、その上限は０．００５％である。
がある。その効果を得るためには少なくとも０．０００
５％必要であるが、過剰な添加は焼入れ性の低下を招く
ため、その上限は０．００５％である。
【００２１】ＲＥＭ：０．００３〜０．０３％ ＲＥＭ（希土類元素）は鋼中で硫化物もしくは酸化物と
して存在し、オーステナイト粒の成長を抑制して靭性を
向上させる。その効果を得るためには少なくとも０．０
０３％必要であるが、過剰な添加は清浄度が低下し靭性
が劣化するため、その上限は０．０３％である。上記の
成分組成範囲に調整することにより、溶接部靭性、特に
脆性破壊発生抵抗に優れた高張力鋼を得ることが可能と
なる。
して存在し、オーステナイト粒の成長を抑制して靭性を
向上させる。その効果を得るためには少なくとも０．０
０３％必要であるが、過剰な添加は清浄度が低下し靭性
が劣化するため、その上限は０．０３％である。上記の
成分組成範囲に調整することにより、溶接部靭性、特に
脆性破壊発生抵抗に優れた高張力鋼を得ることが可能と
なる。
【００２２】このような特性の鋼は、以下の製造方法に
より製造することができる。 （２）鋼製造工程 （製造方法）上記の成分組成範囲に調整した鋼を溶製
し、連続鋳造により得られた連続鋳造鋼片を、１０５０
〜１２５０℃の温度に加熱し、次いで９００℃以下の温
度範囲で累積圧下率２５％以上の熱間圧延を施す。その
後直ちに１〜５０℃／秒の冷却速度で５５０℃以下の温
度まで強制冷却し、次いで、５００℃〜Ａｃ1 の温度で
時効処理を施す。
より製造することができる。 （２）鋼製造工程 （製造方法）上記の成分組成範囲に調整した鋼を溶製
し、連続鋳造により得られた連続鋳造鋼片を、１０５０
〜１２５０℃の温度に加熱し、次いで９００℃以下の温
度範囲で累積圧下率２５％以上の熱間圧延を施す。その
後直ちに１〜５０℃／秒の冷却速度で５５０℃以下の温
度まで強制冷却し、次いで、５００℃〜Ａｃ1 の温度で
時効処理を施す。
【００２３】ａ．連続鋳造鋼片加熱温度 本発明では効率的な生産が可能な連続鋳造鋼片を使用す
るが、連続鋳造鋼片は板厚中央部に偏析を生じるため、
圧延終了後はこの部分が硬く脆い異常組織となり、靭性
を著しく劣化させる。この異常組織の発生を防止するた
めに、１０５０〜１２５０℃の温度に加熱して鋼中成分
の均一化を図る必要があるが、加熱温度が１２５０℃を
超えるとオーステナイト粒が粗大化し、圧延による微細
化が十分に達成されず靭性が劣化する。また、Ｎｂを添
加する場合においても１２５０℃以上の加熱はＮｂがす
ベて固溶してしまいＮｂ（Ｃ，Ｎ）によるピンニング効
果が失われる。したがって、加熱温度は１０５０〜１２
５０℃である。 ｂ．９００℃以下の温度範囲の累積圧下率 本発明では上記ａの温度範囲に加熱した鋼片を用いて９
００℃以下の温度範囲で累積圧下率２５％以上の熱間圧
延を施す。
るが、連続鋳造鋼片は板厚中央部に偏析を生じるため、
圧延終了後はこの部分が硬く脆い異常組織となり、靭性
を著しく劣化させる。この異常組織の発生を防止するた
めに、１０５０〜１２５０℃の温度に加熱して鋼中成分
の均一化を図る必要があるが、加熱温度が１２５０℃を
超えるとオーステナイト粒が粗大化し、圧延による微細
化が十分に達成されず靭性が劣化する。また、Ｎｂを添
加する場合においても１２５０℃以上の加熱はＮｂがす
ベて固溶してしまいＮｂ（Ｃ，Ｎ）によるピンニング効
果が失われる。したがって、加熱温度は１０５０〜１２
５０℃である。 ｂ．９００℃以下の温度範囲の累積圧下率 本発明では上記ａの温度範囲に加熱した鋼片を用いて９
００℃以下の温度範囲で累積圧下率２５％以上の熱間圧
延を施す。
【００２４】この温度範囲での圧下率が２５％を下回る
と未再結晶域での圧下が少なく、十分なフェライトの微
細化が得られず、高位な靭性を維持できない。 ｃ．圧延後の冷却条件 上記ｂの方法による圧延の後、直ちに１〜５０℃／秒の
冷却速度で５５０℃以下の温度まで強制冷却する。圧延
後の強制冷却はフェライトの粗大化による靭性の劣化と
母材強度の低下を防止するために必要である。冷却速度
が１℃／秒未満では、オーステナイトからベイナイト変
態が起こりにくく、高張力鋼としての強度を確保するこ
とができない。一方、冷却速度が５０℃／秒越えでは、
表面に著しい強度上昇を生じ板厚方向の材質均一性が損
なわれる。また、冷却停止温度が５５０℃越えでは、ベ
イナイト変態が十分に進行しないため高張力鋼としての
強度を確保することが難しくなる。 ｄ．時効処理温度 冷却後、５００℃以上Ａｃ1 以下の温度で時効処理を施
し、母材の強度・靭性バランスを調整する。５００℃以
上の加熱により析出硬化による強度の上昇を図るととも
に、目的となる強度に調整できるが、必要以上の加熱は
析出物の凝集・粗大化により靭性の劣化を招くため上限
はＡｃ1 である。以下に本発明の実施例を挙げ、本発明
の効果を立証する。
と未再結晶域での圧下が少なく、十分なフェライトの微
細化が得られず、高位な靭性を維持できない。 ｃ．圧延後の冷却条件 上記ｂの方法による圧延の後、直ちに１〜５０℃／秒の
冷却速度で５５０℃以下の温度まで強制冷却する。圧延
後の強制冷却はフェライトの粗大化による靭性の劣化と
母材強度の低下を防止するために必要である。冷却速度
が１℃／秒未満では、オーステナイトからベイナイト変
態が起こりにくく、高張力鋼としての強度を確保するこ
とができない。一方、冷却速度が５０℃／秒越えでは、
表面に著しい強度上昇を生じ板厚方向の材質均一性が損
なわれる。また、冷却停止温度が５５０℃越えでは、ベ
イナイト変態が十分に進行しないため高張力鋼としての
強度を確保することが難しくなる。 ｄ．時効処理温度 冷却後、５００℃以上Ａｃ1 以下の温度で時効処理を施
し、母材の強度・靭性バランスを調整する。５００℃以
上の加熱により析出硬化による強度の上昇を図るととも
に、目的となる強度に調整できるが、必要以上の加熱は
析出物の凝集・粗大化により靭性の劣化を招くため上限
はＡｃ1 である。以下に本発明の実施例を挙げ、本発明
の効果を立証する。
【００２５】
【実施例】表１に本発明鋼と比較鋼の化学組成を示した
（Ｎｏ．１〜１２：本発明鋼、Ｎｏ．１３〜１９：比較
鋼）。化学組成はすべてスラブの取鍋分析値である。表
２に圧延条件と母材の引張特性、衝撃特性、および溶接
部の靭性値などの試験結果とを併記した（Ｎｏ．１〜１
２：本発明鋼、Ｎｏ．１３〜１９：比較鋼）。
（Ｎｏ．１〜１２：本発明鋼、Ｎｏ．１３〜１９：比較
鋼）。化学組成はすべてスラブの取鍋分析値である。表
２に圧延条件と母材の引張特性、衝撃特性、および溶接
部の靭性値などの試験結果とを併記した（Ｎｏ．１〜１
２：本発明鋼、Ｎｏ．１３〜１９：比較鋼）。
【００２６】引張試験はＪＩＳに準拠し、平行部１０ｍ
ｍφの引張試験片について行った。溶接部の靭性評価で
は、５０ｋＪ／ｃｍの入熱によるサブマージアーク溶接
によりＫ型開先の溶接継手を作成し、板厚方向に生成し
たほぼ直線的な溶融線近傍を評価対象とした。なお、溶
接時の予熱は行っていない。図１はＣＴＯＤ試験片の採
取位置を示すものである。ＣＴＯＤ試験はＷＥＳ１１０
８（１９９５）に準拠して、板厚方向全厚にノッチ加工
し、圧延方向をノッチ方向として−４０℃で行った。鋼
Ｎｏ．１〜１２は本発明の化学組成と圧延条件ともに満
足している本発明鋼である。
ｍφの引張試験片について行った。溶接部の靭性評価で
は、５０ｋＪ／ｃｍの入熱によるサブマージアーク溶接
によりＫ型開先の溶接継手を作成し、板厚方向に生成し
たほぼ直線的な溶融線近傍を評価対象とした。なお、溶
接時の予熱は行っていない。図１はＣＴＯＤ試験片の採
取位置を示すものである。ＣＴＯＤ試験はＷＥＳ１１０
８（１９９５）に準拠して、板厚方向全厚にノッチ加工
し、圧延方向をノッチ方向として−４０℃で行った。鋼
Ｎｏ．１〜１２は本発明の化学組成と圧延条件ともに満
足している本発明鋼である。
【００２７】一方、鋼Ｎｏ．１３〜１６は圧延条件は満
足しているが化学組成は満足していない場合の比較鋼で
ある。例えば、比較鋼Ｎｏ．１３はＳｉ量が多く、比較
鋼Ｎｏ．１４はＳｉ量及びＳ量が多い。また、比較鋼Ｎ
ｏ．１５はＳ量及びＢ量が多く、比較鋼Ｎｏ．１６はｓ
ｏｌ．Ａｌ量が多い。さらに、比較鋼Ｎｏ．１８，１９
は化学組成は満足しているが圧延条件は満足していない
場合の比較鋼である。例えば、比較鋼Ｎｏ．１８は加熱
温度が本発明の条件より低すぎる場合であり、比較鋼Ｎ
ｏ．１９は圧延温度域において圧下率が小さい。また、
比較鋼Ｎｏ．１７はＮ量が多く、かつ加熱温度が本発明
の条件より高すぎる。本発明鋼Ｎｏ．１〜１２は母材・
継手とも極めて優れた特性を有しているのに対し、比較
鋼Ｎｏ．１３〜１９は化学組成かつ／または圧延条件が
本発明の条件を満たしておらず優れた継手靭性が得られ
ていない。
足しているが化学組成は満足していない場合の比較鋼で
ある。例えば、比較鋼Ｎｏ．１３はＳｉ量が多く、比較
鋼Ｎｏ．１４はＳｉ量及びＳ量が多い。また、比較鋼Ｎ
ｏ．１５はＳ量及びＢ量が多く、比較鋼Ｎｏ．１６はｓ
ｏｌ．Ａｌ量が多い。さらに、比較鋼Ｎｏ．１８，１９
は化学組成は満足しているが圧延条件は満足していない
場合の比較鋼である。例えば、比較鋼Ｎｏ．１８は加熱
温度が本発明の条件より低すぎる場合であり、比較鋼Ｎ
ｏ．１９は圧延温度域において圧下率が小さい。また、
比較鋼Ｎｏ．１７はＮ量が多く、かつ加熱温度が本発明
の条件より高すぎる。本発明鋼Ｎｏ．１〜１２は母材・
継手とも極めて優れた特性を有しているのに対し、比較
鋼Ｎｏ．１３〜１９は化学組成かつ／または圧延条件が
本発明の条件を満たしておらず優れた継手靭性が得られ
ていない。
【００２８】
【表１】
【００２９】
【表２】
【００３０】
【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
鋼組成及び製造条件を特定することにより、従来の鋼に
比較してＣＴＯＤ値が高く、溶接部靭性に極めて優れた
高張力鋼板を製造できる。
鋼組成及び製造条件を特定することにより、従来の鋼に
比較してＣＴＯＤ値が高く、溶接部靭性に極めて優れた
高張力鋼板を製造できる。
【図１】本発明の実施例に係るＣＴＯＤ試験の試験片形
状を示した図。
状を示した図。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 阿部 隆 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 (72)発明者 川中 徹 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．０１〜０．１％と、
Ｓｉ：０．０１〜０．１％と、Ｍｎ：１〜２％と、Ｓ：
０．００５％以下と、Ｃｕ：１％以下と、Ｎｉ：２％以
下と、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．０６％と、Ｎ：
０．００４％以下と、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
とを含有し、かつ、不可避的に混入するＢを０．０００
５％以下に規制し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物から
なる鋼を製造する方法において、 該連続鋳造鋼片を、１０５０〜１２５０℃の温度に加熱
し、次いで９００℃以下の温度範囲で累積圧下率２５％
以上の熱間圧延を行う工程と、 熱間圧延された鋼を、直ちに１〜５０℃／秒の冷却速度
で５５０℃以下の温度まで強制冷却する工程と、 強制冷却された鋼を、５００℃〜Ａｃ1 の温度で時効処
理する工程と、 を備えたことを特徴とする、溶接部靭性に優れた高張力
鋼の製造方法。 - 【請求項２】 鋼成分として、重量％でさらに、Ｃｒ：
０．１〜０．５％、Ｍｏ：０．０５〜０．３％、Ｖ：
０．０１〜０．１％、Ｎｂ：０．００５〜０．０４％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、及びＲＥＭ：０．
００３〜０．０３％の群から選択された少なくとも１種
以上を含有することを特徴とする、溶接部靭性に優れた
高張力鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4536698A JPH11241118A (ja) | 1998-02-26 | 1998-02-26 | 溶接部靭性に優れた高張力鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4536698A JPH11241118A (ja) | 1998-02-26 | 1998-02-26 | 溶接部靭性に優れた高張力鋼の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11241118A true JPH11241118A (ja) | 1999-09-07 |
Family
ID=12717285
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4536698A Pending JPH11241118A (ja) | 1998-02-26 | 1998-02-26 | 溶接部靭性に優れた高張力鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH11241118A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100808825B1 (ko) | 2004-05-24 | 2008-03-03 | 로레알 | 판테테인 술폰산 소구체를 함유하는 화장품 조성물 |
-
1998
- 1998-02-26 JP JP4536698A patent/JPH11241118A/ja active Pending
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100808825B1 (ko) | 2004-05-24 | 2008-03-03 | 로레알 | 판테테인 술폰산 소구체를 함유하는 화장품 조성물 |
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|---|---|---|---|
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|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20061003 |
|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20070320 |