JPS62142722A - 溶接性に優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浴そ部ゲンド靭性に
鹸れた主として８０ｋｇ／−縁高張力鋼の製造方法に関
する。

（従来の技術） 一般に高張力鋼はその強度の高いことからＳＪＡ構造物
等の建造に際し板厚の減少等がはかれるため、構造物の
１１１軽減等を目的として近年ます１す多用される傾向
にあり、特に８０ｋｇ／間２級の高張力鋼が海上、陸上
などの大型浴接構造物に使用される頻度が増大して−る
。

たとえは近年、水深１００ｍ以上の石油試■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赦しく、技工３０ｍにも及ぶ波浪に
もさらさｆ＋るような使用環境に耐える必要があるため
、かかる硬水に応えられるような鋼材の１ポ発が望′！
れでいる。このような鋼材としては、強度８０ｋｇ／−
級の待に浴接−看を使用することが構造物の設計上有利
と考えられるが、このような鋼管は現在は１９８５年４
月号溶接学会誌の２２〜３４頁の報文にみられるように
合金元累の多い従来の８０ｋｇ／−級爾張カ鋼板を熱間
曲けにより半円状に成形して後、それらの鋼板２枚を合
せて管状にした合せ部を溶接して造管し、その後焼入、
焼戻しを行って８０ｋｌＦ／−高張力溶接鋼管としてい
る。

しかしながら、従来の８０ゆ／−高張力鋼に、Ｃ量が高
いことと、合金元累が多いことよＶ溶接時の溶接ざンド
靭性は十分と言えない。

一方、これらの合金成分を低めに抑えて強度を６０ゆ／
−程度とした鋼を素材として、これを冷間加工と時効熱
処理の工程により強度を８０ｋｇ／−程度に上昇せしめ
る手段も、ＨＡＲＴＺＥＬＬ氏の論文［スチールス　フ
ォー　スペシャル　アプリケージ曹ンス　インオフショ
アー　ストラクチャーズ（５ＴＥＥＬＳ　ＦＯＲ５ＰＥ
ＣＩＡＬＡＰＰＬＩＣＡＴＩＯＮＳ　ＩＮ　０ＦＦＳ）
ＩＯＲＥ　５ＴＲＵＣＴＵＲＥＳ　）　Ｊ　Ｋ　工９知
られているが、このようにして得られる部材も溶接性の
点では浴接ボンド部活性は十分と百えず、やは？）前記
の如き仮型には応え難い。

（発明が解決しようとする問題点） 本発明は特に冷間加工により成形される溶接構造用部材
として用いられ、溶接時の浴接コンド部靭性に浚れた新
規な、Ｗｌ張力鋼の製造方法を提供することを目的とす
るものである。

（問題点を解決するための手段） 本発明者らは、高張力鋼の製造手段を検討した結果、低
Ｃにして且つ、焼入性の指標となる成分による焼入臨界
直径Ｄ□を３５〜６５とした成分系で、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８０ｋｇ／−以上の強
度確保を行うことを可能とし、これによって浴接メンド
部靭性を従来８０＃ＣＩＩ／−高張力溶接鋼管に比べ格
段に改善したものである。

即ち本発明の要旨とする所は、電ｆｆ１（％）でＣ０，
０４〜０．０７％、　Ｓｉ　０．０５〜０．０７１　Ｍ
ｎ　ｏ、　８〜１．５％、　Ｎｉ０．５〜１．８　％　
、　Ｃｕ　０．８〜１．７　％　、　Ｍｏ≦０．２０％
、　Ａｊｏ、００５〜０．０５チが基本成分で、これら
の成分によるＤＩ　（ｄ）が３５〜６５（−を清し、Ｎ
ｂ０．００５〜０．０１５％、Ｔｉ０．ＯＵ５〜０．（
１２０％、Ｎ０．０１０〜ｏ、ｏｏｓｏ％を含有し、残
部Ｆ・からなる鋼を、加熱温度１２５０℃以下、仕上げ
温度８００℃以上の東件で熱間圧延した後、水冷または
空冷し、加熱温度Ａｃ３〜１０００℃に再加熱後水冷し
たのち、１０〜４０チの冷間加工を実施してから加熱温
厘５００〜６００℃で時効熱処理を施すことを特徴とす
る溶接性に優れ之高張力鋼の製造方法にある。

但し ｔ）Ｉ　（−）　＝　０．３６７　Ｘｙ’て（１＋０．
７ＳＩ）（１＋３．３３Ｍｎ）（１＋０．３５Ｃｕ）Ｘ
（］＋０．３６Ｎｊ）（］＋２．］６Ｃｒ）（１＋３．
０Ｍｏ）（１＋１．７５Ｖ）ｘ　（１＋１．７７Ａｌ）
　ｘ　２５ で表わされるものである＠ 以下に本発明の詳細な説明する。

（作用） まず本発明において、冷間加工とは冷間において目的と
する溶秦構墳部材の所望の形状に成形する刀ｎ工を指し
、たとえば鋼板を扇形、半円状、円状に曲げ加工するも
の、或いは鋼板を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などに・９ンチ加工したものな
ど、鋼構造部材の形状に応じて適宜選択するものである
。

次に本発明においては、冷間加工前の強度を低くして、
加工性を良くし、冷間加工による加工硬化と、時効熱処
理による時効効果を十分発揮することができるように、
鋼材成分相成として重量（＠でＣ０．０４〜０．０７１
８１　０．０５〜０．０７１　Ｍｎ　０．８〜１．５％
、　Ｎｌ　０．５〜１．８％　、　Ｃｕ　０．８〜１．
７％、　ＭＯ≦０．２０１Ａｌ０．０５％が基本成分で
、これらの成分による焼入臨界直径ＤＩ（，７）が３５
〜６５　（爺）を満し、Ｎｂ０．００５〜０．０１５％
、　Ｔ１０．００５〜０．０２０％Ｎ０．００１０〜０
．００４０％含有し残部Ｆｅからなる鋼を対象とするも
のである。

但しＤＩ（−）　＝　０．３６７　ｘ１／？１ｒ（１＋
０．７Ｓｉ　）（］＋３．３３Ｍｎ）（１＋０．３５Ｃ
ｕ　）Ｘ（１＋０．３６Ｎｉ）　（１＋２．１６Ｃｒ　
）（１＋３．０Ｍｏ）ｘ　（１＋ｔ７５Ｖ）　（１＋１
．７７Ａｔ）　ｘ２５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８０に９級高張力鋼と同程度の溶接ざンド部靭
瞥；得られず、十分な改善のためには０．０７チ以下と
する。また０、　０４１未満であると焼入性が極端に低
下するため、下限を０．０４％とする。

次にＳＩは製鋼時の脱酸元素として必要であり、０．０
５％５％未満ると効果がなく、０．４０　％を超えると
靭性が低下するので０．０５〜０．４０％とする。

またＭｎは焼入性確保に有効な元素で、Ｃｕの時効硬化
時間を短時間側に移行する特性もＭしているため、時効
硬化を利用した鋼に有効であり、（）、８％以上の添加
が効果的である。しかし１．５９６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◎ さらに、Ｎｉは母材およ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。

次に、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梃を０．８〜１．７％と
する。

また、Ｍｏは焼もどし軟化抵抗を高め強度の増大に有効
であるが、０．２０％超の添加はＣｕの時効硬化を低下
させる。従ってその量を０．２０　％以下とする・ さらに、Ａｔは脱酸に有効であるのみでなく、Ｎを固定
してＡｔＮとなって結晶粒細粒化の役目も果たす有能な
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〈 Ａｔ２０３が冷間曲げ加工時の表層割れの原因となる几
め上限を０．０５　％とする。

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らの成分による焼入臨界直径ＤＩ
（ｄ）が３５〜６５　（ｗ＋）を満すことを骨子の一つ
としている。Ｄ　Ｉ　（ｄ）とは丸棒をできるだけはや
く水冷し友時に、中心まで焼きの入る（中心ｍ５ｏ％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、（ｍ）単位で示される。

この場合Ｄ　Ｉ　（ａｌｌ）が３５未満では冷間加工お
よび時効熱処理前の強度が低くすぎて、８０ｋｇ／−級
の高張力鋼の製造が困難となる。ま次６５超では冷間刀
ロエ前の強度が高すぎて、１０％以上の冷間曲げ加工が
困難となるためＤ　Ｉ　（ｄ）を３５〜６５（−に限定
した。この場合、 Ｄ、（−）　＝　０．３６７　Ｘ）／７１’（１＋０．
７Ｓ　ｌ　）（１＋３．３３　Ｍｎ　）　（１＋０．３
５Ｃｕ　）ｘ（１＋０．３６Ｎｉ）（１＋２．１６Ｃｒ
）（１＋３．０Ｍｏ）（１＋１．７５Ｖ）Ｘ　（１＋１
．７７Ａｔ）　Ｘ２５ であってこの式はＧｒｏａｓｍａｎ氏が１９７９年９月
２５日１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チと結晶
粒度（この場合Ｎｒ＝８とした）から決まるＤ１値に、
各種添加元素の影響力を各元素の倍数に元素量をかけて
求めたものである。

次に本発明の対象とする鋼は、上記成分に加えて、さら
にＮｂ、　ＴＩ、　Ｎを含有するものであるが、これら
の元素を上記関係から除外し次のは、ＤＩ（ｄ）に影響
を及ぼさない元素だからである。

以下にこれらの３元素の成分限定理由を述べると、先ず
、ＮｂはＣｕと同様時効硬化の顕著な元素であり、ｏ、
ｏｏｓチ以上の添加で効果がみられるが、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。

次に、ＴＩはＮを固定する有効な元素であり、ＴＩＮ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友め、その効果が発揮され
る０、００５％以上の添加とし、０．０２０％を超える
と逆に劣化するため、その量を０．００５〜０．０２０
％とする。

さらに、Ｎは多いと焼もとし脆性を引き起こし、延性・
靭性を低下さぜることから極力低減すべきであるが、Ｔ
ｉＮ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０．００１（Ｊ〜０．０Ｕ４０％とする。

次に、本発明における製造条件についてのべると、まず
ｎＴＩ記成分成分を、加熱温度１２５０℃以下、仕上げ
温度８００℃以上の条件で熱間圧延後、水冷ま′ｆｃは
空冷し、さらに加熱温度Ａｃ３〜１０００℃に再加熱後
水冷したのち１０〜４０％の冷間加工を実施してから加
熱温間５００〜６００℃で時効熱処理を施すものである
。

１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、７粒の異状な粗大化をきた
し、後の再加熱によって細粒化することが難しくなジ、
母材靭性を低下させる友めである。なお下限は特に定め
ないが１１５０℃以上が望ましい。

又、熱間圧延の仕上げ温度を８００℃以上としたのは、
Ｃｕ、　Ｎｂ、など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
お上限は特に定めないが１０５０℃以下が望ましい。

次に熱間圧延後、水冷まｆｃ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７粒がそのまま
残存し、１０００℃を超えるとγ粒が粗大化するため母
材靭性は改善されない。又、水冷しないと粒の大きいフ
ェライトとアッパーペイナイとの混合組織となるため、
母材靭性が低くなる。

これによって冷間加工前の強度を６０〜７０にシー程変
に低く押えることが出来、次込で１０〜４０％の冷間加
工を実施する事によってその強度を７５〜８０　ｋｇ／
ｄとするものである。ここで冷間加工とは先に述べた如
く鋼板を冷間において目的とする溶接構造部材のＦ３ｒ
望の形状にするものであり、引続き行なわれる時効熱処
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。即ち前記成分の鋼はこの冷間加工により
強度を５ｋｇ／−以上上昇させて８０ゆ／−以上とする
ことが可能となる。そのためには１０％以上の冷間曲は
加工が必要であるが、４０％超になるとＣ方向靭性が低
下するのでその汝を１０〜４０％とする。

次に加熱温度５００〜６００℃で時効熱処理を施すこと
により、その強度は８０〜８８に９／−となり、８０ｋ
ｇ／ｌｌ１１２級高張力鋼の製造が可能となる。

ここで、加熱温（ｉ５００〜６０Ｕ”Ｃでの時効熱処理
による強度の上昇はＣｕ、Ｎｂによる析出硬化によるも
ので、５００℃未満の加熱は析出硬化に長時間を要し、
実用的でなく、６００℃超の加熱はＣｕ。

Ｎｂの析出元素が成長し、析出硬化間が減少する。

そのため、時効熱処理温度を５００〜６００℃とする。

なお時効熱処理時間は特に定めないが５００〜６００℃
の温度で、１〜１７時間の保持が最も時効硬化を発揮す
るので、１〜１７時間の保持が望ましい。

なお、本発明の製造方法によって得られる高張力鋼は、
造管浴接によって得られる溶接鋼管、溶接により組立て
られる構造物の部劇、たとえばラック材の脚のコード拐
などに適用可能であり、溶接手段としては通常のサブマ
ージアーク溶接法の他、平俗接法、ＭＩＧ溶接法、電子
ビーム溶接法などの手段を用いることが出来°る。

以下、本発明の効果を実施例によりさらに具体的に示す
＠ （実施例） ｌ＠１表に示す化学成分の遺１〜８を５０　ｔｏｎ転炉
で溶製し、分塊圧延して厚さ２００ｍ５＋Ｘ幅１５００
１×長さ３０００ｍのスラブを作り、これらの各スラブ
を条件を変えて熱間圧延を行い８２ｔＷＩ！ｌとしたも
のを冷間曲げにエリ半円状の加工を曲率を変えて行い、
さらに時効熱処理条件を変えた材料を供試材として製造
した。その製造条件を第２表に示す。

以上の条件で製造した半円状の８２ｔｍ材全全厚引張試
験により引張特性を調査し、またＪＩＳ　４号フルサイ
ズシャルピー試験片によジ１／４ｔの母材Ｃ方向靭性１
ｒ：調査した。

次に上記半円状の材料２枚を板厚１７７．８ｍの８０ｋ
ｇ／−鋼のラック材を挟持するようにすみ肉潜弧浴接に
より取り付けて海洋構造物の脚部材を製作し友。該部材
の形状１寸法は第１図（Ａｌ　（Ｂ）に示す通りであっ
て、同図（Ａは斜視図、（Ｂ）は平面（２）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
ｎＨラック材に形成されたラック、ｄはすみ肉溶接金属
であり、寸法は順で表わされている。

溶接条件としては半円状材料に１０°のし型開先をとり
フラックスは焼成型フラックスでワイヤは５１−Ｍｎ系
７０ｋｌ？ワイヤの組合せで入熱を４５　ｋＪ／ｃｍと
し次すプマーソアーク浴接を行った。そして溶接ボンド
部の靭性はＪＩＳ　ｄ号フルサイズシャルピー試験片に
よりｌ／４を部を調査し′ｆｃ、その結果を第３表に示
す。

同表から明らかな如く、本発明法によれば、母材の強度
が８０ｋｌＪ以上を確保し、溶接ボンド初任も比較例に
比べて格段に改善され、しかも母材靭性も十分である。

比較例は母材強度あるいは溶接ボンド部靭性が低くなっ
ている。

（発明の効果ン 上記の実施例からも明らかなごとく本発明によれば、ボ
ンド部靭性を従来材に比べ格段に改善し友高張力鋼を提
供することが可能となるものであり、産業上その効果は
極めて顕著である。

【図面の簡単な説明】

第１図は実施例において製作された構造物の形状９寸法
を示す図で（Ａｔは斜視図、ω）は平面図である。 ａ・・・半円状材料、ｂ・・・う、り材、Ｃ・・・う、
り、ｄ・・・すみ肉溶接金属・

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 重量（％）でＣ０．０４〜０．０７％、Ｓｉ０．０５〜
   ０．４０％、Ｍｎ０．８〜１．５％、Ｎｉ０．５〜１．
   ８％、Ｃｕ０．８〜１．７％、Ｍｏ≦０．２０％、Ａｌ
   ０．００５〜０．０５％が基本成分で、これらの成分に
   よる焼入臨界直径Ｄ＿Ｉ＿（＿ｃ＿ａ＿ｌ＿）が３５〜
   ６５（ｍｍ）を満し、Ｎｂ０．００５〜０．０１５％、
   Ｔｉ０．００５〜０．０２０％、Ｎ０．００１０〜０．
   ００５０％を含有し、残部Ｆｅからなる鋼を、加熱温度
   １２５０℃以下、仕上げ温度８００℃以上の条件で熱間
   圧延した後、水冷または空冷し、加熱温度Ａｃ＿３〜１
   ０００℃に再加熱水冷したのち、１０〜４０％の冷間加
   工を実施してから加熱温度５００〜６００℃で時効熱処
   理を施すことを特徴とする溶接性に優れた高張力鋼の製
   造方法。 但し Ｄ＿Ｉ＿（＿ｃ＿ａ＿ｌ＿）＝０．３６７×√Ｃ（１＋
   ０．７Ｓｉ）（１＋３．３３Ｍｎ）（１＋０．３５Ｃｕ
   ）（１＋０．３６Ｎｉ）×（１＋２．１６Ｃｒ）（１＋
   ３．０Ｍｏ）（１＋１．７５Ｖ）（１＋１．７７Ａｌ）
   ×２５